Vă mulțumim că ați vizitat Nature.com. Folosiți o versiune de browser cu suport CSS limitat. Pentru o experiență optimă, vă recomandăm să utilizați un browser actualizat (sau să dezactivați Modul de compatibilitate în Internet Explorer). În plus, pentru a asigura suport continuu, afișăm site-ul fără stiluri și JavaScript.
Afișează un carusel cu trei diapozitive simultan. Folosește butoanele Anterior și Următor pentru a parcurge trei diapozitive simultan sau folosește butoanele cursorului de la final pentru a parcurge trei diapozitive simultan.
Oțelul inoxidabil utilizat pe scară largă și versiunile sale forjate sunt rezistente la coroziune în condiții ambientale datorită stratului de pasivizare constând din oxid de crom. Coroziunea și eroziunea oțelului sunt de obicei asociate cu distrugerea acestor straturi, dar rareori cu apariția neomogenităților de suprafață, în funcție de nivelul microscopic. În această lucrare, heterogenitatea chimică a suprafeței la nanoscală, detectată prin microscopie spectroscopică și analiză chemometrică, domină în mod neașteptat fractura și coroziunea oțelului inoxidabil super duplex modificat cu ceriu 2507 (SDSS) laminat la rece în timpul deformării sale la cald. Deși microscopia fotoelectronică cu raze X a arătat o acoperire relativ uniformă a stratului natural de Cr2O3, performanța de pasivizare a SDSS laminat la rece a fost slabă din cauza distribuției locale a nanoinsulelor bogate în Fe3+ pe stratul de oxid de Fe/Cr. Aceste cunoștințe la scară atomică oferă o înțelegere profundă a coroziunii oțelului inoxidabil și se așteaptă să ajute la combaterea coroziunii metalelor similare înalt aliate.
De la inventarea oțelului inoxidabil, proprietățile anticorozive ale ferocromului au fost atribuite cromului, care formează oxizi/oxihidroxizi puternici și prezintă un comportament de pasivare în majoritatea mediilor. Comparativ cu oțelurile inoxidabile convenționale (austenitice și feritice) 1, 2, 3, oțelurile inoxidabile super duplex (SDSS) au o rezistență mai bună la coroziune și proprietăți mecanice excelente. Rezistența mecanică crescută permite designuri mai ușoare și mai compacte. În schimb, SDSS-ul economic are o rezistență ridicată la coroziunea prin pitting și crevice, rezultând o durată de viață mai lungă, extinzându-i astfel aplicarea în controlul poluării, containerele chimice și industria offshore de petrol și gaze4. Cu toate acestea, intervalul îngust de temperaturi de tratament termic și formabilitatea slabă împiedică aplicarea lor practică largă. Prin urmare, SDSS este modificat pentru a îmbunătăți performanța menționată mai sus. De exemplu, modificarea Ce a fost introdusă în SDSS 2507 (Ce-2507) cu un conținut ridicat de azot6,7,8. Elementul pământos rar (Ce), la o concentrație adecvată de 0,08% în greutate, are un efect benefic asupra proprietăților mecanice ale DSS, deoarece îmbunătățește rafinarea granulelor și rezistența la limita granulelor. Rezistența la uzură și coroziune, rezistența la tracțiune și limita de curgere, precum și prelucrabilitatea la cald sunt, de asemenea, îmbunătățite9. Cantități mari de azot pot înlocui conținutul scump de nichel, ceea ce face ca SDSS să fie mai rentabil10.
Recent, SDSS a fost deformat plastic la diferite temperaturi (criogenic, rece și cald) pentru a obține proprietăți mecanice excelente6,7,8. Cu toate acestea, rezistența excelentă la coroziune a SDSS, datorată prezenței unei pelicule subțiri de oxid pe suprafață, este afectată de mulți factori, cum ar fi eterogenitatea inerentă datorată prezenței fazelor eterogene cu limite de granule diferite, precipitatelor nedorite și deformărilor de răspuns diferite ale fazelor austenitice și feritice7. Prin urmare, studiul proprietăților domeniului microscopic al acestor pelicule până la nivelul structurii electronice devine crucial pentru înțelegerea coroziunii SDSS și necesită tehnici experimentale complexe. Până în prezent, metodele sensibile la suprafață, cum ar fi spectroscopia electronică Auger11 și spectroscopia fotoelectronică cu raze X12,13,14,15 și microscopia cu fotoemisie cu raze X dure (HAX-PEEM)16, în general, nu au reușit să detecteze diferențele chimice în straturile de suprafață, cum ar fi stările chimice ale aceluiași element în diferite locuri ale spațiului nanoscală. Mai multe studii recente au corelat oxidarea localizată a cromului cu comportamentul observat la coroziune al oțelurilor inoxidabile austenitice17, oțelurilor martensitice18 și oțelurilor SDSS19,20. Cu toate acestea, aceste studii s-au concentrat în principal pe efectul heterogenității Cr (de exemplu, starea de oxidare Cr3+) asupra rezistenței la coroziune. Heterogenitatea 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, care au moștenit o dimensiune mică ca urmare a tratamentului termomecanic, se află în imediata apropiere unul de celălalt, dar diferă în ceea ce privește compoziția și starea de oxidare16,21. Prin urmare, pentru a detecta fisurarea peliculelor de oxid și coroziunea ulterioară, este necesar să se înțeleagă heterogenitatea suprafeței la nivel microscopic. În ciuda acestor cerințe, estimările cantitative, cum ar fi heterogenitatea laterală în oxidare, în special pentru Fe la scară nano- și atomică, încă lipsesc, iar corelația sa cu rezistența la coroziune rămâne neexplorată. Până de curând, starea chimică a diferitelor elemente, cum ar fi Fe și Ca22, pe probele de oțel era caracterizată cantitativ folosind microscopia fotoelectronică cu raze X moi (X-PEEM) în instalații de radiații sincrotron la scară nanometrică. Combinată cu spectroscopia de absorbție cu raze X (XAS) sensibilă chimic, X-PEEM permite măsurători XAS cu rezoluție spațială și spectrală ridicată, oferind informații chimice despre compoziția elementelor și starea lor chimică cu o rezoluție spațială de până la douăzeci și trei de nanometri. Această observare spectromicroscopică a debutului facilitează observațiile chimice locale și poate demonstra modificări chimice în spațiul stratului de fier care nu au fost investigate anterior.
Acest studiu extinde avantajele PEEM în detectarea diferențelor chimice la nanoscală și prezintă o metodă perspicace de analiză a suprafeței la nivel atomic pentru înțelegerea comportamentului la coroziune al Ce-2507. Folosește o abordare chemometrică K-means24 clusterizată pentru a cartografia (hetero)omogenitatea chimică globală a elementelor implicate, ale căror stări chimice sunt prezentate într-o reprezentare statistică. Spre deosebire de coroziunea inițiată de distrugerea peliculei de oxid de crom în cazul tradițional, o pasivare mai redusă și o rezistență mai mică la coroziune sunt atribuite în prezent nanoinsulelor localizate bogate în Fe3+ în apropierea stratului de oxid Fe/Cr, care pot avea proprietăți protectoare. Oxidul distruge pelicula punctată și provoacă coroziune.
Comportamentul coroziv al SDSS 2507 deformat a fost evaluat inițial folosind măsurători electrochimice. În fig. 1 sunt prezentate curbele Nyquist și Bode pentru probele selectate într-o soluție apoasă acidă (pH = 1) de FeCl3 la temperatura camerei. Electrolitul selectat acționează ca un agent oxidant puternic, caracterizând tendința peliculei de pasivizare de a se descompune. Deși materialul nu a suferit coroziuni stabile la temperatura camerei, analiza a oferit informații despre posibilele evenimente de defectare și coroziunea ulterioară. Circuitul echivalent (Fig. 1d) a fost utilizat pentru a ajusta spectrul spectroscopiei de impedanță electrochimică (EIS), iar rezultatele corespunzătoare ale ajustării sunt prezentate în Tabelul 1. Semicercuri incomplete apar în specimenele tratate în soluție și prelucrate la cald, în timp ce semicercuri comprimate apar în exemplarele laminate la rece (Fig. 1b). În spectroscopia EIS, raza semicercului poate fi considerată rezistența la polarizare (Rp)25,26. Valoarea Rp a pistei tratate în soluție din Tabelul 1 este de aproximativ 135 kΩ cm–2, însă valorile pistei prelucrate la cald și laminate la rece sunt mult mai mici, 34,7 și respectiv 2,1 kΩ cm–2. Această reducere semnificativă a Rp demonstrează efectul negativ al deformării plastice asupra pasivării și rezistenței la coroziune, așa cum s-a arătat în rapoartele anterioare27,28,29,30.
a Diagrame de impedanță și fază Nyquist, b, c Bode și d modele de circuite echivalente corespunzătoare, unde RS este rezistența electrolitului, Rp este rezistența de polarizare, iar QCPE este oxidul elementului de fază constantă utilizat pentru a modela capacitatea neideală (n). Măsurătorile EIS se efectuează la potențialul de circuit deschis.
Constantele simultane sunt prezentate în diagrama Bode, cu un platou în intervalul de frecvență înaltă reprezentând rezistența electrolitului RS26. Pe măsură ce frecvența scade, impedanța crește și se constată un unghi de fază negativ, indicând dominanța capacității. Unghiul de fază crește, menținând un maxim pe un interval de frecvență relativ larg, apoi scade (Fig. 1c). Cu toate acestea, în toate cele trei cazuri, acest maxim este încă mai mic de 90°, indicând un comportament capacitiv non-ideal din cauza dispersiei capacitive. Astfel, elementul de fază constantă QCPE (CPE) este utilizat pentru a reprezenta distribuțiile de capacitate interfacială care decurg din rugozitatea sau neomogenitatea suprafeței, în special la scară atomică, geometria fractală, porozitatea electrodului, potențialul neuniform și geometria cu forma electrozilor31,32. Impedanța CPE:
unde j este numărul imaginar, iar ω este frecvența unghiulară. QCPE este o constantă independentă de frecvență, proporțională cu aria deschisă efectivă a electrolitului. n este un număr de putere adimensional care descrie abaterea unui condensator de la capacitatea ideală, adică cu cât n este mai aproape de 1, cu atât CPE este mai aproape de capacitatea pur capacitivă, în timp ce dacă n este aproape de zero, apare ca fiind rezistiv. Abateri mici ale lui n, apropiate de 1, indică comportamentul capacitiv non-ideal al suprafeței după testele de polarizare. QCPE-ul SDSS laminat la rece este semnificativ mai mare decât omologii săi, 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 are ca rezultat, în general, o rezistență excelentă la coroziune a SDSS datorită prezenței unei pelicule de oxid protector pasivante pe suprafață17. Astfel de pelicule pasivante sunt de obicei bogate în oxizi de Cr3+ și/sau hidroxizi, în principal în combinație cu Fe2+, oxizi de Fe3+ și/sau (oxi)hidroxizi33. În ciuda aceleiași uniformități a suprafeței, a stratului de oxid pasivant și a lipsei de fisuri superficiale observate conform măsurătorilor microscopice6,7, comportamentul la coroziune al SDSS prelucrat la cald și al celui laminat la rece este diferit, așadar este necesar un studiu aprofundat al caracteristicilor microstructurale pentru deformarea oțelului.
Microstructura oțelului inoxidabil deformat a fost studiată cantitativ utilizând raze X intrinseci și sincrotron de înaltă energie (Figurile suplimentare 1, 2). O analiză detaliată este furnizată în Informațiile suplimentare. Deși există un consens general cu privire la tipul de fază majoră, s-au constatat diferențe în fracțiile de fază în vrac, care sunt enumerate în Tabelul suplimentar 1. Aceste diferențe se pot datora fracțiilor de fază neomogene la suprafață și în volum, care sunt afectate de diferite adâncimi de detecție a difracției de raze X (XRD). ) cu diferite surse de energie ale fotonilor incidenți34. Fracțiile de austenită relativ mari în epruvetele laminate la rece, determinate prin XRD dintr-o sursă de laborator, indică o pasivare mai bună și apoi o rezistență mai bună la coroziune35, în timp ce rezultate mai precise și statistice sugerează tendințe opuse în fracțiile de fază. În plus, rezistența la coroziune a oțelului depinde și de gradul de rafinare a granulelor, reducerea dimensiunii granulelor, creșterea microdeformărilor și densitatea dislocațiilor care apar în timpul tratamentului termomecanic36,37,38. Probele prelucrate la cald au prezentat o natură mai granuloasă, indicând granule de dimensiuni micronice, în timp ce inelele netede observate la probele laminate la rece (Fig. suplimentară 3) au indicat o rafinare semnificativă a granulelor la dimensiuni nanometrice în lucrările anterioare. Acest lucru ar trebui să favorizeze formarea peliculei pasive și creșterea rezistenței la coroziune. O densitate mai mare a dislocațiilor este de obicei asociată cu o rezistență mai mică la coroziune, ceea ce este în concordanță cu măsurătorile electrochimice.
Modificările stării chimice a microdomeniilor elementelor principale au fost studiate sistematic folosind X-PEEM. Deși există mai multe elemente de aliere, aici sunt alese Cr, Fe, Ni și Ce39, deoarece Cr este elementul cheie pentru formarea peliculei pasive, Fe este elementul principal pentru oțel, iar Ni sporește pasivizarea și echilibrează faza ferito-austenitică. Structura și modificarea sunt scopul Ce. Prin reglarea energiei fasciculului de sincrotron, XAS a captat principalele caracteristici ale Cr (muchia L2.3), Fe (muchia L2.3), Ni (muchia L2.3) și Ce (muchia M4.5) de la suprafață. -2507 SDSS. A fost efectuată o analiză adecvată a datelor prin includerea calibrării energetice cu date publicate (de exemplu, XAS pe Fe L2, 3 nervuri40,41).
În fig. 2 se prezintă imagini X-PEEM ale SDSS Ce-2507 prelucrat la cald (Fig. 2a) și laminat la rece (Fig. 2d) și muchiile XAS corespunzătoare de Cr și Fe L2,3 în poziții marcate individual. Muchia XAS L2,3 explorează stările 3d neocupate ale electronilor după fotoexcitare la nivelurile de divizare a orbitei de spin 2p3/2 (muchia L3) și 2p1/2 (muchia L2). Informații despre starea de valență a Cr au fost obținute din analiza de difracție cu raze X a muchiei L2,3 din Fig. 2b,d. Comparația legăturilor. 42, 43 au arătat că patru vârfuri A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) și D (582,2 eV) au fost observate în apropierea muchiei L3, reflectând ioni octaedrici de Cr3+, corespunzând Cr2O3. Spectrele experimentale sunt în acord cu calculele teoretice, așa cum se arată în panourile b și e, obținute din calcule multiple ale câmpului cristalin la interfața Cr L2.3 utilizând 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.
a. Imagine termică a unui SDSS format la cald prin X-PEEM, corespunzătoare muchiei b Cr L2.3 și muchiei c Fe L2.3, d. Imagine termică X-PEEM a unui SDSS laminat la rece, corespunzătoare muchiei e Cr L2.3 și f Fe L2.3 a laturii (e). Spectrele XAS reprezentate grafic în diferite poziții spațiale, marcate pe imaginile termice (a, d) prin liniile punctate portocalii în (b) și (e), reprezintă spectre XAS simulate ale Cr3+ cu o valoare a câmpului cristalin de 2,0 eV. Pentru imaginile X-PEEM, se utilizează o paletă termică pentru a îmbunătăți lizibilitatea imaginii, unde culorile de la albastru la roșu sunt proporționale cu intensitatea absorbției razelor X (de la mică la mare).
Indiferent de mediul chimic al acestor elemente metalice, starea chimică a adaosurilor de elemente de aliere Ni și Ce pentru ambele probe a rămas aceeași. Desene suplimentare. În fig. 5-9 sunt prezentate imagini X-PEEM și spectrele XAS corespunzătoare pentru Ni și Ce în diferite poziții pe suprafața probelor prelucrate la cald și laminate la rece. Spectrele XAS pentru Ni prezintă starea de oxidare a Ni2+ pe întreaga suprafață măsurată a probelor prelucrate la cald și laminate la rece (Discuție suplimentară). Este de remarcat faptul că, în cazul probelor prelucrate la cald, semnalul XAS al Ce nu este observat, în timp ce spectrul Ce3+ al probelor laminate la rece este observat într-un punct. Observarea petelor de Ce în probele laminate la rece a arătat că Ce există în principal sub formă de precipitate.
În SDSS deformat termic, nu s-a observat nicio modificare structurală locală în XAS la marginea Fe L2.3 (Fig. 2c). Cu toate acestea, așa cum se arată în fig. 2f, matricea Fe își modifică microscopic starea chimică în șapte puncte selectate aleatoriu în SDSS laminat la rece. În plus, pentru a obține o idee exactă despre modificările stării Fe în locațiile selectate în Fig. 2f, au fost efectuate studii locale de suprafață (Fig. 3 și Fig. suplimentară 10) în care au fost selectate regiuni circulare mai mici. Spectrele XAS ale marginii Fe L2,3 a sistemelor α-Fe2O3 și oxizilor octaedrici Fe2+ au fost modelate folosind calcule de câmp cristalin multiplet folosind câmpuri cristaline de 1.0 (Fe2+) și 1.0 (Fe3+)44. Observăm că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 are o combinație atât de Fe2+, cât și de Fe3+,47, iar FeO45 este un oxid de Fe2+ formal divalent (3d6). Observăm că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 are o combinație atât de Fe2+, cât și de Fe3+,47, iar FeO45 este un 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 iar FeO45 este sub formă de oxid divalent Fe2+ (3d6).Rețineți că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 are combinații de Fe2+ și Fe3+,47 și FeO45 acționează ca un oxid formal divalent de Fe2+ (3d6). Toți ionii de Fe3+ din α-Fe2O3 au doar poziții Oh, în timp ce γ-Fe2O3 este de obicei exprimat ca Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel cu locuri vacante în pozițiile eg. Prin urmare, ionii de Fe3+ din γ-Fe2O3 au atât poziții Td, cât și Oh. Așa cum s-a menționat în lucrarea anterioară, deși raporturile de intensitate ale celor două sunt diferite, raportul lor de intensitate eg/t2g este ≈1, în timp ce în acest caz raportul de intensitate observat eg/t2g este de aproximativ 1. Acest lucru exclude posibilitatea ca în acest caz să fie prezent doar Fe3+. Considerând cazul Fe3O4 cu combinații de Fe2+ și Fe3+, se știe că o primă caracteristică mai slabă (puternică) pe muchia L3 a Fe indică o neocupare mai mică (mai mare) în starea t2g. Acest lucru este valabil și pentru Fe2+ (Fe3+), care indică o creștere a primului semn, indicând o creștere a conținutului de Fe2+47. Aceste rezultate arată că Fe2+ și γ-Fe2O3, α-Fe2O3 și/sau Fe3O4 predomină pe suprafețele laminate la rece ale compozitelor.
Imagini termice mărite cu fotoemisie electronică ale spectrelor XAS (a, c) și (b, d) pe marginea Fe L2,3 la diferite poziții spațiale în regiunile selectate 2 și E din Fig. 2d.
Datele experimentale obținute (Fig. 4a și Fig. suplimentară 11) au fost reprezentate grafic și comparate cu cele ale compușilor puri 40, 41, 48. Practic, trei tipuri diferite de spectre XAS la marginea L a Fe observate experimental (XAS-1, XAS-2 și XAS-3: Fig. 4a) au fost observate în locații spațial diferite. În particular, un spectru similar cu 2-a (notat ca XAS-1) din Fig. 3b a fost observat pe întreaga regiune de interes, urmat de un spectru 2-b (etichetat XAS-2), în timp ce un spectru similar cu E-3 a fost observat în fig. 3d (denumit XAS-3) în anumite locații localizate. De obicei, se utilizează patru parametri pentru a identifica stările de valență prezente într-o probă de probă: (1) caracteristicile spectrale L3 și L2, (2) pozițiile energetice ale caracteristicilor L3 și L2, (3) diferența de energie L3-L2, (4) raportul de intensitate 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 L2/L3 calculat a indicat, de asemenea, prezența tuturor celor trei componente.
a Trei date experimentale diferite observate (liniile continue XAS-1, XAS-2 și XAS-3 corespund cu 2-a, 2-b și E-3 din Fig. 2 și Fig. 3) comparativ cu spectrele de comparație XAS simulate, octaedre Fe2+, Fe3+, valori ale câmpului cristalin de 1,0 eV și respectiv 1,5 eV, b–d Date experimentale măsurate (XAS-1, XAS-2, XAS-3) și date LCF optimizate corespunzătoare (linie neagră continuă) și comparație a spectrelor XAS-3 cu standardele Fe3O4 (stare mixtă de Fe) și Fe2O3 (Fe3+ pur).
O combinație liniară (LCF) a celor trei standarde40,41,48 a fost utilizată pentru a cuantifica compoziția oxidului de fier. LCF a fost implementat pentru trei spectre XAS selectate cu muchie L a Fe care prezintă cel mai mare contrast, și anume XAS-1, XAS-2 și XAS-3, așa cum se arată în Fig. 4b-d. Pentru fitingurile LCF, s-a considerat 10% Fe0 în toate cazurile datorită muchiei mici observate în toate datele și faptului că metalul feros este componenta principală a oțelului. Într-adevăr, adâncimea de probațiune a X-PEEM pentru Fe (~6 nm)49 este mai mare decât grosimea estimată a stratului de oxidare (puțin > 4 nm), permițând detectarea semnalului de la matricea de fier (Fe0) de sub stratul de pasivizare. Într-adevăr, adâncimea de probațiune a X-PEEM pentru Fe (~6 nm)49 este mai mare decât grosimea estimată a stratului de oxidare (puțin > 4 nm), permițând detectarea semnalului de la matricea de fier (Fe0) de sub stratul de pasivizare. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщиена слщина слщина сльно 4 нм), 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 de la matricea de fier (Fe0) de sub stratul de pasivizare.De fapt, X-PEEM detectează Fe (~6 nm)49 la o adâncime mai mare decât grosimea așteptată a stratului de oxid (puțin peste 4 nm), permițând detectarea semnalelor din matricea de fier (Fe0) de sub stratul de pasivizare. Au fost efectuate diverse combinații de Fe2+ și Fe3+ pentru a găsi cea mai bună soluție posibilă pentru datele experimentale observate. În fig. 4b se prezintă combinația de Fe2+ și Fe3+ în spectrul XAS-1, unde proporțiile de Fe2+ și Fe3+ sunt apropiate, de aproximativ 45%, ceea ce indică o stare de oxidare mixtă a Fe. În timp ce pentru spectrul XAS-2, procentul de Fe2+ și Fe3+ devine ~30%, respectiv 60%. Conținutul de Fe2+ este mai mic decât cel de Fe3+. Raportul Fe2+:Fe3 de 1:2 înseamnă că Fe3O4 se poate forma în același raport de ioni de Fe. În plus, pentru spectrul XAS-3, procentele de Fe2+ și Fe3+ s-au modificat la ~10% și 80%, indicând o conversie mai mare a Fe2+ în Fe3+. Așa cum s-a menționat mai sus, Fe3+ poate proveni din α-Fe2O3, γ-Fe2O3 sau Fe3O4. Pentru a înțelege cea mai probabilă sursă de Fe3+, spectrele XAS-3 sunt reprezentate grafic împreună cu diverse standarde de Fe3+ în Fig. 4e, arătând similaritate cu toate cele două standarde atunci când este luat în considerare Vârful B. Cu toate acestea, intensitatea umărului (A: de la Fe2+) și raportul de intensitate B/A indică faptul că spectrul XAS-3 este apropiat, dar nu același cu cel al γ-Fe2O3. Comparativ cu γ-Fe2O3 în vrac, intensitatea Fe2p XAS a vârfului A SDSS este 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 atât în ​​pozițiile Oh, cât și în Td, identificarea diferitelor stări de valență și coordonarea doar prin marginea L2,3 sau prin raportul de intensitate L2/L3 este încă o problemă, un subiect recurent de discuție datorită complexității diferiților factori implicați în spectrul final41.
Pe lângă discriminarea spectrală a stărilor chimice ale regiunilor de interes selectate descrise mai sus, heterogenitatea chimică globală a elementelor cheie Cr și Fe a fost evaluată prin clasificarea tuturor spectrelor XAS obținute pe suprafața probei utilizând metoda de clusterizare K-means. Profilurile de margine CrL au fost stabilite astfel încât să formeze două clustere optime distribuite spațial în specimenele prelucrate la cald și laminate la rece prezentate în Fig. 5. Este clar că nu s-au observat modificări structurale locale, deoarece cei doi centroizi ai spectrelor XAS Cr sunt foarte similari. Aceste forme spectrale ale celor două clustere sunt aproape identice cu cele corespunzătoare Cr2O342, ceea ce înseamnă că straturile de Cr2O3 sunt distribuite relativ uniform pe SDSS.
un grup de regiuni Cr cu marginea L în funcție de K-medii, b centroizi XAS corespunzătoare. Rezultatele comparației X-PEEM cu K-medii a SDSS laminat la rece: c grupuri de regiuni cu marginea K-medii ale Cr L2,3 și d centroizi XAS corespunzătoare.
Pentru a ilustra o hartă a muchiilor FeL mai complexă, se utilizează patru și cinci clustere optimizate și centroizii asociați (distribuții spectrale) pentru specimenele prelucrate la cald, respectiv laminate la rece. Prin urmare, procentul (%) de Fe2+ și Fe3+ poate fi obținut prin ajustarea LCF prezentat în Fig. 4. Potențialul pseudoelectrodului Epseudo în funcție de Fe0 a fost utilizat pentru a releva neomogenitatea microchimică a peliculei de oxid de suprafață. Epseudo este estimat aproximativ prin regula de amestecare,
unde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) este egal cu \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), care reprezintă 0,440 și, respectiv, 0,036 V. Zonele cu un potențial mai mic au un conținut mai mare de compuși Fe3+. Distribuția potențialului într-o probă deformată termic are un caracter stratificat, cu o modificare maximă de aproximativ 0,119 V (Fig. 6a,b). Această distribuție a potențialului este strâns legată de topografia suprafeței (Fig. 6a). Nu s-au observat alte modificări legate de poziție în interiorul lamelarului subiacent (Fig. 6b). Dimpotrivă, pentru combinarea diferiților oxizi cu conținuturi diferite de Fe2+ și Fe3+ în SDSS laminat la rece, se poate observa o natură neuniformă a pseudopotențialului (Fig. 6c,d). Oxizii de Fe3+ și/sau (oxi)hidroxizii sunt principalele componente ale coroziunii oțelului și sunt permeabili la oxigen și apă50. În acest caz, se poate observa că insulele bogate în Fe3+ sunt distribuite local și pot fi considerate zone de coroziune. În acest caz, gradientul din câmpul de potențial, mai degrabă decât valoarea absolută a potențialului, poate fi considerat un indicator pentru localizarea regiunilor de coroziune activă51. Această distribuție neomogenă a Fe2+ și Fe3+ pe suprafața oțelului subțire laminat la rece poate modifica proprietățile chimice locale și poate oferi o suprafață mai eficientă în reacțiile de fisurare a peliculei de oxid și de coroziune, permițând astfel matricei metalice subiacente să se corodeze continuu, rezultând o neomogenitate internă și reducând caracteristicile de protecție ale stratului de pasivare.
Clusterele K-mean ale regiunilor de margine Fe L2,3 și centroizii XAS corespunzătoare pentru X-PEEM prelucrat la cald a-c și SDSS laminat la rece d-f. Diagrama clusterelor K-means a, d suprapusă peste imaginea X-PEEM. Potențialele pseudoelectrozilor estimate (epseudo) sunt menționate împreună cu diagramele clusterelor K-means. Luminozitatea unei imagini X-PEEM, cum ar fi culoarea din Fig. 2, este direct proporțională cu intensitatea absorbției razelor X.
Cr relativ uniform, dar starea chimică diferită a Fe duce la origini diferite ale fisurării peliculei de oxid și a modelelor de coroziune în Ce-2507 laminat la cald și la rece. Această proprietate a Ce-2507 laminat la rece este bine cunoscută. În ceea ce privește formarea oxizilor și hidroxizilor de Fe în aerul atmosferic, următoarele reacții sunt închise în această lucrare ca reacții neutre:
Pe baza măsurătorilor X-PEEM, reacția de mai sus a avut loc în următoarele cazuri. Un umăr mic corespunzător Fe0 este asociat cu fierul metalic subiacent. Reacția Fe metalic cu mediul duce la formarea unui strat de Fe(OH)2 (ecuația (5)), care amplifică semnalul Fe2+ în XAS al marginii L a Fe. Expunerea prelungită la aer va duce la formarea de oxizi de Fe3O4 și/sau Fe2O3 după Fe(OH)252,53. Două tipuri de Fe stabil, Fe3O4 și Fe2O3, se pot forma, de asemenea, într-un strat protector bogat în Cr3+, unde Fe3O4 preferă o structură uniformă și coezivă. Prezența ambelor are ca rezultat stări de oxidare mixte (spectrul XAS-1). Spectrul XAS-2 corespunde în principal Fe3O4. În timp ce spectrele XAS-3 observate în mai multe poziții au indicat o conversie completă în γ-Fe2O3. Deoarece razele X neînfășurate au o adâncime de penetrare de aproximativ 50 nm, semnalul din stratul subiacent are ca rezultat o intensitate mai mare a vârfului A.
Spectrul XRD arată că componenta Fe din pelicula de oxid are o structură stratificată, care este combinată cu stratul de oxid de Cr. Spre deosebire de caracteristica de pasivizare a coroziunii datorată neomogenității locale a Cr2O317, în ciuda stratului uniform de Cr2O3 în acest studiu, în acest caz s-a observat o rezistență scăzută la coroziune, în special pentru probele laminate la rece. Comportamentul observat poate fi înțeles ca heterogenitatea stării de oxidare chimică a stratului superior (Fe) care afectează performanța la coroziune. Transferul lent al ionilor metalici sau de oxigen în rețea, datorită aceleiași stoichiometrii a straturilor superior (oxid de Fe) și inferior (oxid de Cr)52,53, duce la o mai bună interacțiune (aderență) între ele. Aceasta, la rândul său, îmbunătățește rezistența la coroziune. Prin urmare, stoichiometria continuă, adică o singură stare de oxidare a Fe, este preferabilă modificărilor stoichiometrice bruște. SDSS-ul deformat termic are o suprafață mai uniformă și un strat protector mai dens, ceea ce oferă o rezistență mai bună la coroziune. Cu toate acestea, în cazul SDSS laminat la rece, prezența insulelor bogate în Fe3+ sub stratul protector distruge integritatea suprafeței și provoacă coroziunea galvanică a substratului din apropiere, ceea ce duce la o scădere a Rp (Tabelul 1) în spectrele EIS și a rezistenței sale la coroziune. Prin urmare, insulele bogate în Fe3+ distribuite local din cauza deformării plastice influențează în principal performanța de rezistență la coroziune, ceea ce reprezintă un progres în această lucrare. Prin urmare, acest studiu prezintă spectromicrografii ale reducerii rezistenței la coroziune din cauza deformării plastice a probelor SDSS studiate.
În plus, deși alierea cu pământuri rare în oțelurile bifazice are performanțe mai bune, interacțiunea acestui element adăugat cu matricea individuală de oțel în ceea ce privește comportamentul la coroziune rămâne evazivă, pe baza observațiilor de microscopie spectroscopică. Semnalul Ce (de-a lungul marginii XAS M) apare doar în câteva poziții în timpul laminării la rece, dar dispare în timpul deformării la cald a SDSS, indicând depunerea locală de Ce în matricea de oțel în loc de aliere omogenă. Deși proprietățile mecanice ale SDSS nu sunt îmbunătățite6,7, prezența REE reduce dimensiunea incluziunilor și se consideră că suprimă formarea coroziunii la origine54.
În concluzie, această lucrare dezvăluie efectul heterogenității suprafeței asupra coroziunii oțelului inoxidabil inoxidabil (SDSS) 2507 modificat cu ceriu prin cuantificarea conținutului chimic al componentelor la nanoscală. Am răspuns la întrebarea de ce oțelul inoxidabil corodează chiar și atunci când este acoperit cu un strat protector de oxid, studiind cantitativ microstructura, starea chimică a caracteristicilor suprafeței și procesarea semnalelor folosind gruparea K-means. S-a stabilit că insulele bogate în Fe3+, inclusiv coordonarea lor octaedrică și tetraedrică în întreaga structură a amestecului Fe2+/Fe3+, sunt o sursă de distrugere a peliculei de oxid și o sursă de coroziune a SDSS laminate la rece. Nanoinsulele dominate de Fe3+ duc la o rezistență slabă la coroziune chiar și în prezența unui strat de pasivare stoichiometric suficient de Cr2O3. Pe lângă progresele metodologice realizate în determinarea efectului heterogenității chimice la nanoscală asupra coroziunii, se așteaptă ca lucrarea de față să inspire procese inginerești pentru îmbunătățirea rezistenței la coroziune a oțelurilor inoxidabile în timpul fabricării oțelului.
Pentru a prepara lingourile Ce-2507 SDSS utilizate în acest studiu, componentele amestecate, inclusiv aliajul principal Fe-Ce sigilat cu tuburi de fier pur, au fost topite într-un cuptor cu inducție de medie frecvență de 150 kg pentru a produce oțel topit și turnate în matrițe de turnare. Compozițiile chimice măsurate (% greutate) sunt enumerate în Tabelul suplimentar 2. Lingoul este mai întâi format la cald în blocuri. Apoi, oțelul a fost recopt la 1050°C timp de 60 de minute până la o soluție solidă, apoi răcit în apă la temperatura camerei. Probele studiate au fost studiate în detaliu folosind TEM și DOE pentru a studia fazele, dimensiunea granulelor și morfologia. Informații mai detaliate despre probe și procesul de producție pot fi găsite în alte surse6,7.
Se prelucrează probe cilindrice (φ10 mm × 15 mm) pentru presare la cald cu axa cilindrului paralelă cu direcția de deformare a blocului. Compresia la temperatură înaltă a fost efectuată la o rată de deformare constantă în intervalul 0,01-10 s-1 la diferite temperaturi în intervalul 1000-1150°C utilizând un simulator termic Gleeble-3800. Înainte de deformare, probele au fost încălzite la temperatura selectată cu o rată de 10 °C s-1 timp de 2 minute pentru a elimina gradientul de temperatură. După atingerea uniformității temperaturii, probele au fost deformate la o valoare reală a deformației de 0,7. După deformare, acestea sunt imediat răcite cu apă pentru a menține structura deformată. Apoi, probele întărite au fost tăiate paralel cu direcția de compresie. Pentru acest studiu particular, am ales o probă deformată termic la 1050°C, 10 s-1 datorită unei microdurități observate mai mari decât alte probe7.
Probe vrac (80 × 10 × 17 mm3) din soluția solidă Ce-2507 au fost testate pe o mașină de deformare asincronă trifazată cu două role LG-300, care a oferit cele mai bune proprietăți mecanice dintre toate celelalte clase de deformare6. Rata de deformare și reducerea grosimii au fost de 0,2 m·s-1 și respectiv 5% pentru fiecare cale.
O stație de lucru electrochimică Autolab PGSTAT128N a fost utilizată pentru măsurarea electrochimică a SDSS după laminare la rece până la o reducere a grosimii de 90% (1,0 echivalent deformație reală) și presare la cald până la o deformație reală de 0,7 la 1050 °C și 10 s-1. 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 părțile laterale ale cărora au fost lipite fire de cupru. Apoi, proba a fost turnată cu rășină epoxidică, lăsând o suprafață deschisă de lucru de 1 cm2 ca electrod de lucru (suprafața inferioară a probei cilindrice). Aveți grijă în timpul întăririi epoxidice și în timpul șlefuirii și lustruirii ulterioare pentru a evita fisurarea. Suprafața de lucru este lepuită și lustruită cu o suspensie de lustruire cu diamant cu o dimensiune a particulelor de 1 micron, curățată cu apă distilată și etanol și uscată la aer rece. Înainte de măsurătorile electrochimice, probele lustruite au fost expuse la aer timp de câteva zile pentru a forma o peliculă naturală de oxid. O soluție apoasă de FeCl3 (6,0% greutate), stabilizată cu HCl la un pH de 1,0 ± 0,01, a fost utilizată pentru a accelera coroziunea oțelului inoxidabil55, deoarece acesta se găsește în medii agresive unde sunt prezenți ioni de clorură cu putere oxidantă puternică și pH scăzut, așa cum este specificat de ASTM. Standardele propuse sunt G48 și A923. Probele au fost imersate în soluția de testare timp de 1 oră înainte de efectuarea oricăror măsurători pentru a atinge o stare aproape staționară. Pentru soluția solidă, probele prelucrate la cald și cele laminate la rece, intervalul de frecvență al măsurării impedanței a fost de 1 × 105 ~ 0,1 Hz, iar potențialul de circuit deschis (OPS) a fost de 5 mV, adică 0,39, 0,33 și respectiv 0,25 VSCE. Fiecare test electrochimic al oricărei probe a fost repetat de cel puțin trei ori în aceleași condiții pentru a asigura reproductibilitatea datelor.
Pentru măsurătorile HE-SXRD, s-au măsurat blocuri de oțel duplex dreptunghiulare de 1 × 1 × 1,5 mm3 pe o linie de oscilație Brockhouse de înaltă energie la CLS, Canada, pentru a cuantifica compoziția fazelor56. Colectarea datelor a fost efectuată la temperatura camerei în geometrie Debye-Scherrer sau geometrie de transport. Lungimea de undă a razelor X calibrate la calibrantul LaB6 este de 0,212561 Å, ceea ce corespunde la 58 keV, mult mai mare decât cea a Cu Kα (8 keV) utilizat în mod obișnuit ca sursă de raze X în laborator. Proba este plasată la o distanță de 740 mm de detector. Volumul de detecție al fiecărei probe este de 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, acesta fiind determinat de dimensiunea fasciculului și grosimea probei. Fiecare dintre aceste date a fost colectată utilizând un detector de arie Perkin Elmer, detector de raze X cu panou plat, pixeli de 200 µm, 40 × 40 cm2, utilizând un timp de expunere de 0,3 secunde și 120 de cadre.
Măsurătorile X-PEEM a două sisteme model selectate au fost efectuate la stația finală PEEM a liniei Beamline MAXPEEM din laboratorul MAX IV (Lund, Suedia). Probele au fost preparate în același mod ca și pentru măsurătorile electrochimice. Probele preparate au fost ținute în aer timp de câteva zile și degazate într-o cameră de vid ultra-înalt înainte de a fi iradiate cu fotoni de sincrotron. Rezoluția energetică a fasciculului se obține prin măsurarea spectrului de ieșire a ionilor de la N1s la 1\(\pi _g^ \ast\) al regiunii de excitație cu hv = 401 eV în N2 și a dependenței energiei fotonice de E3/2.57. Ajustarea spectrală a dat ΔE (lățimea liniei spectrale) ~0.3 eV pe intervalul de energie măsurat. Prin urmare, rezoluția energetică a liniei de fascicul a fost estimată la E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 și flux ≈1012 ph/s utilizând un monocromator SX-700 modificat cu o rețea de Si cu 1200 linii mm−1 pentru muchia Fe 2p L2,3, muchia Cr 2p L2,3, muchia Ni 2p L2,3 și muchia Ce M4,5. Prin urmare, rezoluția energetică a liniei de fascicul a fost estimată la E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 și fluxul ≈1012 ph/s utilizând un monocromator SX-700 modificat cu o rețea de Si cu 1200 linii mm−1 pentru muchia Fe2p L2.3, muchia Cr2p L2.3, muchia Ni2p L2.3 și muchia Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0и, 3 эВ00 поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 120римд кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и 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 marginea Fe 2p L2,3, marginea Cr 2p L2.3, marginea Ni 2p L2.3 și marginea Ce M4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s 通迨政蔚过政-7单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘咘 边缘咘 。 M4,5、Ce因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 怚0 过 SX-0 怚 0,3 EV>单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边 缘炼5.Astfel, atunci când se utilizează un monocromator SX-700 modificat și o rețea de Si cu 1200 de linii. 3, marginea Cr 2p L2.3, marginea Ni 2p L2.3 și marginea Ce M4.5.Extindeți energia fotonică în trepte de 0,2 eV. La fiecare energie, imaginile PEEM au fost înregistrate utilizând un detector CMOS TVIPS F-216 cu o conexiune cu fibră optică de tip binning 2 x 2, oferind 1024 × 1024 pixeli într-un câmp vizual de 20 µm. Timpul de expunere al imaginilor este de 0,2 secunde, cu o medie de 16 cadre. Energia imaginii fotoelectronice este aleasă astfel încât să ofere semnalul maxim de electroni secundari. Toate măsurătorile sunt efectuate la incidența normală a unui fascicul de fotoni polarizat liniar. Pentru mai multe informații despre măsurători, consultați un studiu anterior58. După studierea modului de detecție cu randament total de electroni (TEY)59 și a aplicării sale în X-PEEM, adâncimea de detecție a acestei metode este estimată la ~4–5 nm pentru semnalul Cr și ~6 nm pentru semnalul 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 peliculei de oxid. XAS colectat în apropierea marginii FeL este un amestec de XAS de oxid de fier și FeO₂ din matrice. În primul caz, intensitatea electronilor emiși se datorează tuturor tipurilor 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, să ajungă la suprafață și să fie colectați de analizor. În acest caz, semnalul Fe0 se datorează în principal electronilor Auger LVV și electronilor secundari emiși de aceștia. În plus, intensitatea TEY contribuită de acești electroni descrește în timpul căii de evadare a electronilor49, reducând și mai mult semnătura spectrală a Fe0 în harta XAS a fierului.
Integrarea extragerii de date în cuburi de date (date X-PEEM) este o etapă cheie în extragerea informațiilor relevante (proprietăți chimice sau fizice) într-un mod multidimensional. Clusteringul K-means este utilizat pe scară largă în mai multe domenii, inclusiv viziunea artificială, procesarea imaginilor, recunoașterea nesupervizată a modelelor, inteligența artificială și analiza clasificatorie24. De exemplu, clusteringul K-means este bine aplicat pentru clusterizarea datelor de imagini hiperspectrale62. În principiu, pentru datele multi-obiect, algoritmul K-means le poate grupa cu ușurință în funcție de informațiile despre atributele lor (caracteristicile energiei fotonice). Clusteringul K-means este un algoritm iterativ pentru partiționarea 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 constă în doi pași: primul pas calculează cei K centroizi, iar al doilea pas atribuie fiecare punct unui cluster cu centroizi vecini. Centrul de greutate al unui cluster este definit ca media aritmetică a punctelor de date (spectre XAS) ale acelui cluster. Există diferite distanțe pentru a defini centroizii vecini ca distanțe euclidiene. Pentru o imagine de intrare de px,y (x și y au rezoluția în pixeli), CK este centrul de greutate al clusterului; această imagine poate fi apoi segmentată (grupată) în K clustere folosind K-means63. Pașii finali ai algoritmului de grupare K-means sunt:
Pasul 2. Calculați gradul de apartenență al tuturor pixelilor în funcție de centroidul curent. De exemplu, acesta se calculează din distanța euclidiană d dintre centru și fiecare pixel:
Pasul 3. Atribuiți fiecare pixel celui mai apropiat centroid. Apoi recalculați cele K poziții ale centroidului după cum urmează:
Pasul 4. Repetați procesul (ecuațiile (7) și (8)) până când centroizii converg. Rezultatele finale privind calitatea clusterelor sunt puternic corelate cu alegerea optimă a centroizilor inițiali63. Pentru structura de date PEEM a imaginilor din oțel, de obicei X (x × y × λ) este un cub de date matriceale 3D, în timp ce axele x și y reprezintă informații spațiale (rezoluția pixelilor), iar axa λ corespunde modului spectral energetic al fotonilor. Algoritmul K-means a fost utilizat pentru a explora regiunile de interes în datele X-PEEM prin separarea pixelilor (clustere sau subblocuri) în funcție de caracteristicile lor spectrale și extragerea celui mai bun centroid (curbă spectrală XAS) pentru fiecare analit (cluster). Acesta este utilizat pentru a studia distribuția spațială, modificările spectrale locale, comportamentul de oxidare și starea chimică. De exemplu, algoritmul de clusterizare 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 diverse numere de K-clustere (regiuni microstructurale) pentru a găsi cele mai bune clustere și centroizi. Când este afișat graficul, pixelii sunt reatribuiți centroizilor corecți ai clusterului. Fiecare distribuție de culoare corespunde centrului clusterului, arătând aranjamentul spațial al obiectelor chimice sau fizice. Centroizii extrași sunt combinații liniare de spectre pure.
Datele care susțin rezultatele acestui studiu sunt disponibile la autorul respectiv al lucrării WC, la cerere rezonabilă.
Sieurin, H. și Sandström, R. Tenacitatea la fractură a unui oțel inoxidabil duplex sudat. Sieurin, H. și Sandström, R. Tenacitatea la fractură a unui oțel inoxidabil duplex sudat. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. și Sandström, R. Tenacitatea la fractură 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. și Sandström, R. Tenacitatea la fractură a oțelurilor inoxidabile duplex sudate.proiect. fractal. blană. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH și Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în medii cu acizi organici selectați și acizi organici/cloruri. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH și Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în medii cu acizi organici selectați și acizi organici/cloruri.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. și Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în medii cu anumiți acizi organici și acizi/cloruri organice. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中的肀怐肀肀肀 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相oțel inoxidabil在特定organic酸和organic酸/mediu clorurat的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. și Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în medii cu anumiți acizi organici și acizi/cloruri organice.anticoroziv. Metoda Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. și colab. Proprietăți oxidante la coroziune ale aliajelor duplex Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. și Balikoev, A. Nouă generație de oțeluri superduplex pentru echipamente de producție de gaze și petrol. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. și Balikoev, A. Nouă generație de oțeluri superduplex pentru echipamente de producție de gaze și petrol.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Noua generație de oțeluri superduplex pentru echipamente de producție de petrol și gaze.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nouă generație de oțeluri superduplex pentru echipamente de producție de gaze și petrol. Webinar E3S. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. și Uthaisangsuk, V. Investigarea comportamentului la deformare la cald al oțelului inoxidabil duplex, clasa 2507. Metall. Kingklang, S. și Uthaisangsuk, V. Investigarea comportamentului la deformare la cald al oțelului inoxidabil duplex, clasa 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей старалиl м2507к. Kingklang, S. și Uthaisangsuk, V. Un studiu al comportamentului la deformare la cald al oțelului inoxidabil duplex tip 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. și Utaisansuk, V. Investigarea comportamentului la deformare la cald al oțelului inoxidabil duplex tip 2507. Metal.alma mater. transă. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. și colab. Efectul laminării la rece controlate asupra microstructurii și proprietăților mecanice ale oțelului inoxidabil super-duplex SAF 2507 modificat cu ceriu. Alma Mater. Proiectul științific. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. și colab. Structura indusă de deformare la cald și proprietățile mecanice ale oțelului inoxidabil super-duplex SAF 2507 modificat cu ceriu. J. Alma Mater. Storage Tank Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. și Zheng, K. Efectul elementelor de pământuri rare asupra comportamentului de oxidare la temperaturi ridicate al oțelului austenitic. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. și Zheng, K. Efectul elementelor de pământuri rare asupra comportamentului de oxidare la temperaturi ridicate al oțelului austenitic.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. și Zheng K. Influența elementelor de pământuri 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 de pământuri rare asupra comportamentului oțelurilor austenitice la oxidarea la temperaturi înalte.coroziune. știința. 164, 108359 (2020).