Dankie dat u Nature.com besoek het. Die blaaierweergawe wat u gebruik, het beperkte CSS-ondersteuning. Vir die beste ervaring beveel ons aan dat u 'n opgedateerde blaaier gebruik (of Verenigbaarheidsmodus in Internet Explorer deaktiveer). Intussen, om voortgesette ondersteuning te verseker, sal ons die webwerf sonder style en JavaScript weergee.
Die wyd gebruikte vlekvrye staal en sy smee-weergawes is bestand teen korrosie in omgewingstoestande as gevolg van die passiveringslaag wat uit chroomoksied bestaan. Korrosie en erosie van staal word tradisioneel geassosieer met die vernietiging van hierdie lae, maar selde op mikroskopiese vlak, afhangende van die oorsprong van die oppervlak-inhomogeniteit. In hierdie werk oorheers die nanoskaalse oppervlakchemiese heterogeniteit wat deur spektroskopiese mikroskopie en chemometriese analise opgespoor word, onverwags die ontbinding en korrosie van koudgewalste serium-gemodifiseerde superdupleks vlekvrye staal 2507 (SDSS) tydens sy warm vervormingsgedrag. aan die ander kant. Alhoewel X-straal foto-elektronmikroskopie relatief eenvormige bedekking van die natuurlike Cr2O3-laag getoon het, het koudgewalste SDSS swak passiveringsresultate getoon as gevolg van die gelokaliseerde verspreiding van Fe3+-ryke nano-eilande op die Fe/Cr-oksiedlaag. Hierdie kennis op atoomvlak bied 'n diepgaande begrip van vlekvrye staalkorrosie en sal na verwagting help om korrosie van soortgelyke hoëlegeringsmetale te bestry.
Sedert die uitvinding van vlekvrye staal, is die korrosieweerstand van ferrochroomlegerings toegeskryf aan chroom, wat 'n sterk oksied/oksihidroksied vorm wat passiveringsgedrag in die meeste omgewings toon. In vergelyking met konvensionele (austenitiese en ferritiese) vlekvrye staal, het superdupleks vlekvrye staal (SDSS) met beter korrosieweerstand beter meganiese eienskappe1,2,3. Verhoogde meganiese sterkte maak voorsiening vir ligter en meer kompakte ontwerpe. In teenstelling hiermee het die ekonomiese SDSS hoë weerstand teen put- en spleetkorrosie, wat lei tot 'n langer lewensduur en breër toepassings in besoedelingsbeheer, chemiese houers en die olie- en gasbedryf op see4. Die nou reeks hittebehandelingstemperature en swak vormbaarheid belemmer egter die wye praktiese toepassing daarvan. Daarom is SDSS gemodifiseer om bogenoemde eienskappe te verbeter. Ce-modifikasie en hoë byvoegings van N6,7,8 is byvoorbeeld in 2507 SDSS (Ce-2507) bekendgestel. 'n Geskikte konsentrasie van 0.08 gewig% seldsame aardelement (Ce) het 'n voordelige uitwerking op die meganiese eienskappe van die DSS, aangesien dit korrelverfyning en korrelgrenssterkte verbeter. Slytasie- en korrosiebestandheid, treksterkte en vloeigrens, en warmbewerkbaarheid is ook verbeter9. Groot hoeveelhede stikstof kan duur nikkelinhoud vervang, wat SDSS meer koste-effektief maak10.
Onlangs is SDSS plasties vervorm by verskeie temperature (lae temperatuur, koud en warm) om uitstekende meganiese eienskappe te verkry6,7,8. Die uitstekende korrosieweerstand van SDSS is egter te wyte aan die teenwoordigheid van 'n dun oksiedfilm op die oppervlak, wat deur baie faktore beïnvloed word, soos die teenwoordigheid van baie fases met verskillende korrelgrense, ongewenste neerslae en verskillende reaksies. Die interne inhomogene mikrostruktuur van verskeie austenitiese en ferritiese fases word vervorm7. Daarom is die studie van die mikrodomein-eienskappe van sulke films op die vlak van die elektroniese struktuur van kardinale belang vir die begrip van SDSS-korrosie en vereis dit komplekse eksperimentele tegnieke. Tot dusver onderskei oppervlaksensitiewe metodes soos Auger-elektronspektroskopie11 en X-straal-fotoelektronspektroskopie12,13,14,15 sowel as die harde X-straal-fotoelektron-fotoelektronstelsel, maar skei dit dikwels nie, die chemiese toestande van dieselfde element in verskillende punte in die ruimte op die nanoskaal. Verskeie onlangse studies het die plaaslike oksidasie van chroom gekoppel aan die waargenome korrosiegedrag van 17 austenitiese vlekvrye staal, 18 martensitiese vlekvrye staal, en SDSS 19, 20. Hierdie studies het egter hoofsaaklik gefokus op die effek van Cr-heterogeniteit (bv. Cr3+ oksidasietoestand) op korrosieweerstand. Laterale heterogeniteit in die oksidasietoestande van elemente kan veroorsaak word deur verskillende verbindings met dieselfde samestellende elemente, soos ysteroksiede. Hierdie verbindings erf 'n termomeganies verwerkte klein grootte wat nou aan mekaar grens, maar verskil in samestelling en oksidasietoestand 16,21. Daarom vereis die onthulling van die vernietiging van oksiedfilms en dan putjievorming 'n begrip van oppervlak-inhomogeniteit op mikroskopiese vlak. Ten spyte van hierdie vereistes, ontbreek kwantitatiewe assesserings soos laterale oksidasie-heterogeniteit, veral van yster op die nano-/atomiese skaal, steeds en bly hul betekenis vir korrosieweerstand onontgin. Tot onlangs is die chemiese toestand van verskeie elemente, soos Fe en Ca, kwantitatief beskryf op staalmonsters met behulp van sagte X-straal foto-elektronmikroskopie (X-PEEM) in nanoskaal sinchrotronstralingsfasiliteite. Gekombineer met chemies sensitiewe X-straal absorpsiespektroskopie (XAS) tegnieke, maak X-PEEM XAS-meting met hoë ruimtelike en spektrale resolusie moontlik, wat chemiese inligting oor die elementsamestelling en sy chemiese toestand verskaf met ruimtelike resolusie tot op die nanometerskaal 23. Hierdie spektroskopiese waarneming van die plek van inisiasie onder 'n mikroskoop fasiliteer plaaslike chemiese eksperimente en kan voorheen onontginde chemiese veranderinge in die Fe-laag ruimtelik demonstreer.
Hierdie studie brei die voordele van PEEM uit in die opsporing van chemiese verskille op nanoskaal en bied 'n insiggewende atoomvlak-oppervlakanalisemetode om die korrosiegedrag van Ce-2507 te verstaan. Dit gebruik K-gemiddelde tros chemometriese data24 om die globale chemiese samestelling (heterogeniteit) van die betrokke elemente te karteer, met hul chemiese toestande wat in 'n statistiese voorstelling aangebied word. Anders as die tradisionele geval van korrosie wat veroorsaak word deur chroomoksiedfilm-afbraak, word die huidige swak passivering en swak korrosieweerstand toegeskryf aan gelokaliseerde Fe3+-ryke nano-eilande naby die Fe/Cr-oksiedlaag, wat die gevolg van beskermende oksiede kan wees. Op die plek van afbraak word 'n film gevorm wat korrosie veroorsaak.
Die korrosiewe gedrag van vervormde SDSS 2507 is eers geëvalueer met behulp van elektrochemiese metings. Op fig. Figuur 1 toon die Nyquist- en Bode-krommes vir geselekteerde monsters in suur (pH = 1) waterige oplossings van FeCl3 by kamertemperatuur. Die geselekteerde elektroliet tree op as 'n sterk oksideermiddel, wat die neiging van die passiveringsfilm om af te breek, karakteriseer. Alhoewel die materiaal nie stabiele kamertemperatuurputvorming ondergaan het nie, het hierdie ontledings insig gegee in potensiële mislukkingsgebeurtenisse en na-korrosieprosesse. Die ekwivalente stroombaan (Fig. 1d) is gebruik om elektrochemiese impedansiespektroskopie (EIS) spektra te pas, en die ooreenstemmende passingsresultate word in Tabel 1 getoon. Onvolledige halfsirkels het verskyn toe die oplossingbehandelde en warmbewerkte monsters getoets is, terwyl die ooreenstemmende saamgeperste halfsirkels koud gewalst is (Fig. 1b). In die EIS-spektrum kan die halfsirkelradius as die polarisasieweerstand (Rp)25,26 beskou word. Die Rp van oplossingbehandelde SDSS in Tabel 1 is ongeveer 135 kΩ cm-2, maar vir warmbewerkte en koudgewalste SDSS kan ons baie laer waardes van onderskeidelik 34.7 en 2.1 kΩ cm-2 sien. Hierdie beduidende afname in Rp dui op 'n nadelige effek van plastiese vervorming op passivering en korrosieweerstand, soos getoon in vorige verslae 27, 28, 29, 30.
a Nyquist-, b, c Bode-impedansie- en fasediagramme, en 'n ekwivalente stroombaanmodel vir d, waar RS die elektrolietweerstand is, Rp die polarisasieweerstand is, en QCPE die konstante fase-elementoksied is wat gebruik word om die nie-ideale kapasitansie (n) te modelleer. Die EIS-metings is teen nullaspotensiaal uitgevoer.
Die eerste-orde konstantes word in die Bode-diagram getoon en die hoëfrekwensie-plateau verteenwoordig die elektrolietweerstand RS26. Soos die frekwensie afneem, neem die impedansie toe en word 'n negatiewe fasehoek gevind, wat kapasitansie-dominansie aandui. Die fasehoek neem toe, behou sy maksimum waarde in 'n relatief wye frekwensiebereik, en neem dan af (Fig. 1c). In al drie gevalle is hierdie maksimum waarde egter steeds minder as 90°, wat 'n nie-ideale kapasitiewe gedrag as gevolg van kapasitiewe dispersie aandui. Dus word die QCPE konstante fase-element (CPE) gebruik om die tussenvlakkapasitansieverspreiding voor te stel wat afgelei is van oppervlakruheid of inhomogeniteit, veral in terme van atoomskaal, fraktale geometrie, elektrodeporositeit, nie-uniforme potensiaal en oppervlakafhanklike stroomverspreiding. Elektrodegeometrie31,32. CPE-impedansie:
waar j die denkbeeldige getal is en ω die hoekfrekwensie is. QCPE is 'n frekwensie-onafhanklike konstante eweredig aan die aktiewe oop area van die elektroliet. n is 'n dimensielose drywingsgetal wat die afwyking van die ideale kapasitiewe gedrag van 'n kapasitor beskryf, d.w.s. hoe nader n aan 1 is, hoe nader is CPE aan suiwer kapasitansie, en as n naby nul is, is dit weerstand. 'n Klein afwyking van n, naby 1, dui op die nie-ideale kapasitiewe gedrag van die oppervlak na polarisasietoetsing. Die QCPE van koudgewalste SDSS is baie hoër as soortgelyke produkte, wat beteken dat die oppervlakkwaliteit minder uniform is.
In ooreenstemming met die meeste korrosiebestandheidseienskappe van vlekvrye staal, lei die relatief hoë Cr-inhoud van SDSS oor die algemeen tot beter korrosiebestandheid van SDSS as gevolg van die teenwoordigheid van 'n passiewe beskermende oksiedfilm op die oppervlak17. Hierdie passiveringsfilm is gewoonlik ryk aan Cr3+ oksiede en/of hidroksiede, hoofsaaklik met die integrasie van Fe2+, Fe3+ oksiede en/of (oksi)hidroksiede33. Ten spyte van dieselfde oppervlakuniformiteit, passiveringsoksiedlaag en geen sigbare breuk op die oppervlak nie, soos bepaal deur mikroskopiese beelde,6,7 is die korrosiegedrag van warmbewerkte en koudgewalste SDSS anders en vereis dus 'n diepgaande studie van die vervormingsmikrostruktuur en strukturele eienskappe van staal.
Die mikrostruktuur van vervormde vlekvrye staal is kwantitatief ondersoek met behulp van interne en sinkrotron hoë-energie X-strale (Aanvullende Figure 1, 2). 'n Gedetailleerde analise word in die Aanvullende Inligting verskaf. Alhoewel dit meestal ooreenstem met die tipe hooffase, is verskille gevind in die volumefraksies van die fases, wat in Aanvullende Tabel 1 gelys word. Die verskil kan te wyte wees aan die heterogene fasefraksie aan die oppervlak en die volumefraksie (XRD) wat onderhewig is aan verskillende dieptes van deteksie met behulp van X-straaldiffraksie met verskeie energiebronne van invallende fotone. Die relatief hoër proporsie austeniet in koudgewalste monsters, bepaal deur XRD vanaf 'n laboratoriumbron, dui op beter passivering en gevolglik beter korrosieweerstand35, terwyl meer akkurate en statistiese resultate teenoorgestelde tendense in faseverhoudings aandui. Daarbenewens hang die korrosieweerstand van staal ook af van die mate van korrelverfyning, korrelgroottevermindering, toename in mikrodeformasies en ontwrigtingsdigtheid wat tydens termomeganiese behandeling voorkom36,37,38. Die warmbewerkte monsters vertoon 'n meer korrelrige aard, wat dui op mikrongrootte korrels, terwyl die gladde ringe wat in die koudgewalste monsters waargeneem is (Aanvullende Fig. 3) dui op beduidende korrelverfyning tot nanoskaal in vorige werk6, wat behoort by te dra tot filmpassivering. vorming en toename in korrosieweerstand. Hoër ontwrigtingsdigtheid word gewoonlik geassosieer met laer weerstand teen putvorming, wat goed ooreenstem met elektrochemiese metings.
Veranderinge in die chemiese toestande van mikrodomeine van elementêre elemente is sistematies bestudeer met behulp van X-PEEM. Ten spyte van die oorvloed legeringselemente, is Cr, Fe, Ni en Ce39 hier gekies omdat Cr die sleutelelement is vir die vorming van die passiveringsfilm, Fe die hoofelement in staal is, en Ni passivering verbeter en die ferriet-austenitiese fasestruktuur en die doel om Ce te wysig, balanseer. Deur die energie van die sinkrotronstraling aan te pas, is die RAS vanaf die oppervlak bedek met die hoofkenmerke van Cr (rand L2.3), Fe (rand L2.3), Ni (rand L2.3) en Ce (rand M4.5). Warmvorming en koudwalsing van Ce-2507 SDSS. Toepaslike data-analise is uitgevoer deur energiekalibrasie met gepubliseerde data in te sluit (bv. XAS 40, 41 op Fe L2, 3 rande).
Op fig. Figuur 2 toon X-PEEM-beelde van warmbewerkte (Fig. 2a) en koudgewalste (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS en ooreenstemmende XAS-rande van Cr en Fe L2,3 op individueel gemerkte plekke. Die L2,3-rand van die XAS ondersoek die onbesette 3d-toestande na elektronfoto-eksitasie by die spin-baan-splitsingsvlakke 2p3/2 (L3-rand) en 2p1/2 (L2-rand). Inligting oor die valenstoestand van Cr is verkry van XAS by die L2,3-rand in Fig. 2b, e. Vergelyking met beoordelaars. 42,43 het getoon dat vier pieke naby die L3-rand waargeneem is, genaamd A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) en D (582.2 eV), wat oktaëdriese Cr3+ weerspieël, wat ooreenstem met die Cr2O3-ioon. Die eksperimentele spektra stem ooreen met die teoretiese berekeninge wat in panele b en e getoon word, verkry uit veelvuldige berekeninge van die kristalveld by die Cr L2.3-koppelvlak met behulp van 'n kristalveld van 2.0 eV44. Beide oppervlaktes van warmbewerkte en koudgewalste SDSS is bedek met 'n relatief eenvormige laag Cr2O3.
'n X-PEEM termiese beeld van termies vervormde SDSS wat ooreenstem met b Cr L2.3 rand en c Fe L2.3 rand, d X-PEEM termiese beeld van koudgewalste SDSS wat ooreenstem met e Cr L2.3 rand en f Fe L2.3 randkant (f). Die XAS-spektra word geplot op verskillende ruimtelike posisies wat op die termiese beelde gemerk is (a, d), die oranje stippellyne in (b) en (e) verteenwoordig die gesimuleerde XAS-spektra van Cr3+ met 'n kristalveldwaarde van 2.0 eV. Vir X-PEEM-beelde, gebruik 'n termiese palet om die leesbaarheid van die beeld te verbeter, waar kleure van blou na rooi eweredig is aan die intensiteit van X-straalabsorpsie (van laag na hoog).
Ongeag die chemiese omgewing van hierdie metaalelemente, het die chemiese toestand van die byvoegings van Ni- en Ce-legeringselemente vir beide monsters onveranderd gebly. Bykomende tekening. Figure 5-9 toon X-PEEM-beelde en ooreenstemmende XAS-spektra vir Ni en Ce op verskeie posisies op die oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters. Ni XAS toon die oksidasietoestande van Ni2+ oor die hele gemete oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters (Aanvullende Bespreking). Daar moet kennis geneem word dat, in die geval van warmbewerkte monsters, die XAS-sein van Ce nie waargeneem is nie, terwyl in die geval van koudgewalste monsters die spektrum van Ce3+ waargeneem is. Die waarneming van Ce-kolle in koudgewalste monsters het getoon dat Ce hoofsaaklik in die vorm van neerslae voorkom.
In die termies vervormde SDSS is geen plaaslike strukturele verandering in XAS by die FeL2,3-rand waargeneem nie (Fig. 2c). Die Fe-matriks verander egter mikroregionaal sy chemiese toestand by sewe ewekansig geselekteerde punte van die koudgewalste SDSS, soos getoon in Fig. 2f. Daarbenewens, om 'n akkurate idee te kry van die veranderinge in die toestand van Fe by die geselekteerde plekke in Fig. 2f, is plaaslike oppervlakstudies uitgevoer (Fig. 3 en Aanvullende Fig. 10) waarin kleiner sirkelvormige streke gekies is. Die XAS-spektra van die FeL2,3-rand van α-Fe2O3-stelsels en Fe2+-oktaëdriese oksiede is gemodelleer deur veelvuldige kristalveldberekeninge met behulp van kristalvelde van 1.0 (Fe2+) en 1.0 (Fe3+)44. Ons merk op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verskillende plaaslike simmetrieë het45,46, Fe3O4 het 'n kombinasie van beide Fe2+ en Fe3+,47, en FeO45 as 'n formeel divalente Fe2+ oksied (3d6). Ons merk op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verskillende plaaslike simmetrieë het45,46, Fe3O4 het 'n kombinasie van beide Fe2+ en Fe3+,47, en FeO45 as 'n formeel divalente Fe2+ oksied (3d6).Let daarop dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verskillende plaaslike simmetrieë het45,46, Fe3O4 kombineer beide Fe2+ en Fe3+,47 en FeO45 in die vorm van formeel tweewaardige oksied Fe2+ (3d6).Let daarop dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verskillende plaaslike simmetrieë het45,46, Fe3O4 het 'n kombinasie van Fe2+ en Fe3+,47 en FeO45 tree op as 'n formele divalente Fe2+ oksied (3d6). Alle Fe3+ ione in α-Fe2O3 het slegs Oh-posisies, terwyl γ-Fe2O3 gewoonlik deur Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel met vakatures in eg-posisies voorgestel word. Daarom het die Fe3+ ione in γ-Fe2O3 beide Td- en Oh-posisies. Soos in 'n vorige artikel genoem,45 alhoewel die intensiteitsverhouding van die twee verskil, is hul intensiteitsverhouding eg/t2g ≈1, terwyl die waargenome intensiteitsverhouding eg/t2g in hierdie geval ongeveer 1 is. Dit sluit die moontlikheid uit dat in die huidige situasie slegs Fe3+ teenwoordig is. As ons die geval van Fe3O4 met beide Fe2+ en Fe3+ in ag neem, dui die eerste kenmerk, wat bekend is om 'n swakker (sterker) L3-rand vir Fe te hê, op 'n kleiner (groter) aantal onbesette t2g-toestande. Dit geld vir Fe2+ (Fe3+), wat toon dat die eerste kenmerk van die toename 'n toename in die inhoud van Fe2+47 aandui. Hierdie resultate toon dat die saambestaan ​​van Fe2+ en γ-Fe2O3, α-Fe2O3 en/of Fe3O4 oorheers op die koudgewalste oppervlak van die komposiete.
Vergrote foto-elektron termiese beelde van die XAS-spektra (a, c) en (b, d) wat die Fe L2,3-rand kruis by verskeie ruimtelike posisies binne geselekteerde streke 2 en E in Fig. 2d.
Die verkrygde eksperimentele data (Fig. 4a en Aanvullende Fig. 11) word geteken en vergelyk met die data vir suiwer verbindings 40, 41, 48. Drie verskillende tipes eksperimenteel waargenome Fe L-rand XAS-spektra (XAS-1, XAS-2 en XAS-3: Fig. 4a). In die besonder is spektrum 2-a (aangedui as XAS-1) in Fig. 3b gevolg deur spektrum 2-b (gemerk XAS-2) oor die hele deteksiegebied waargeneem, terwyl spektra soos E-3 in figuur 3d (gemerk XAS-3) waargeneem is op spesifieke plekke. As 'n reël is vier parameters gebruik om die bestaande valensietoestande in die monster wat bestudeer word, te identifiseer: (1) spektrale eienskappe L3 en L2, (2) energieposisies van die eienskappe L3 en L2, (3) energieverskil L3-L2, (4) L2/L3 intensiteitsverhouding. Volgens visuele waarnemings (Fig. 4a) is al drie Fe-komponente, naamlik Fe0, Fe2+ en Fe3+, teenwoordig op die SDSS-oppervlak wat bestudeer word. Die berekende intensiteitsverhouding L2/L3 het ook die teenwoordigheid van al drie komponente aangedui.
'n Gesimuleerde XAS-spektra van Fe met waargenome drie verskillende eksperimentele data (soliede lyne XAS-1, XAS-2 en XAS-3 stem ooreen met 2-a, 2-b en E-3 in Fig. 2 en 3). Vergelyking: Oktaëders Fe2+, Fe3+ met kristalveldwaardes van onderskeidelik 1.0 eV en 1.5 eV, die eksperimentele data gemeet met bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) en die ooreenstemmende geoptimaliseerde LCF-data (soliede swart lyn), en ook in die vorm van XAS-3-spektra met Fe3O4 (gemengde toestand van Fe) en Fe2O3 (suiwer Fe3+) standaarde.
'n Lineêre kombinasiepassing (LCF) van die drie standaarde 40, 41, 48 is gebruik om die ysteroksiedsamestelling te kwantifiseer. LCF is geïmplementeer vir drie geselekteerde Fe L-rand XAS-spektra wat die hoogste kontras toon, naamlik XAS-1, XAS-2 en XAS-3, soos getoon in Fig. 4b–d. Vir LCF-passings is 10% Fe0 in alle gevalle in ag geneem as gevolg van die feit dat ons 'n klein rand in alle data waargeneem het, en ook as gevolg van die feit dat metalliese yster die hoofkomponent van staal is. Inderdaad, die proefdiepte van X-PEEM vir Fe (~6 nm)49 is groter as die beraamde oksidasielaagdikte (effens > 4 nm), wat die opsporing van sein vanaf die ystermatriks (Fe0) onder die passiveringslaag moontlik maak. Inderdaad, die proefdiepte van X-PEEM vir Fe (~6 nm)49 is groter as die beraamde oksidasielaagdikte (effens > 4 nm), wat die opsporing van sein vanaf die ystermatriks (Fe0) onder die passiveringslaag moontlik maak. Действительно, пробная глубина X-PEEM vir Fe (~ 6 нм)49 meer, чем предполагаемая толщина слоя окисления (неч окисления (>) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Inderdaad, die X-PEEM-diepte van die sonde vir Fe (~6 nm)49 is groter as die veronderstelde dikte van die oksidasielaag (effens >4 nm), wat dit moontlik maak om die sein van die ystermatriks (Fe0) onder die passiveringslaag op te spoor.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），允许检测来自钝化层下方的铁基体（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 兮m 敥 煥> 4来自 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 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщосина > ( 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) nиже пассивирующего слоя. Trouens, die diepte van opsporing van Fe (~6 nm) 49 deur X-PEEM is groter as die verwagte dikte van die oksiedlaag (effens > 4 nm), wat die opsporing van die sein vanaf die ystermatriks (Fe0) onder die passiveringslaag moontlik maak. .Verskeie kombinasies van Fe2+ en Fe3+ is uitgevoer om die beste moontlike oplossing vir die waargenome eksperimentele data te vind. Fig. 4b toon die XAS-1-spektrum vir die kombinasie van Fe2+ en Fe3+, waar die verhoudings van Fe2+ en Fe3+ ongeveer 45% soortgelyk was, wat gemengde oksidasietoestande van Fe aandui. Terwyl vir die XAS-2-spektrum die persentasie Fe2+ en Fe3+ onderskeidelik ~30% en 60% word. Fe2+ is minder as Fe3+. Die verhouding van Fe2+ tot Fe3, gelyk aan 1:2, beteken dat Fe3O4 in dieselfde verhouding tussen Fe-ione gevorm kan word. Daarbenewens word die persentasie Fe2+ en Fe3+ vir die XAS-3-spektrum ~10% en 80%, wat 'n hoër omskakeling van Fe2+ na Fe3+ aandui. Soos hierbo genoem, kan Fe3+ van α-Fe2O3, γ-Fe2O3 of Fe3O4 kom. Om die mees waarskynlike bron van Fe3+ te verstaan, is die XAS-3-spektrum met verskillende Fe3+-standaarde in Figuur 4e geteken, wat ooreenkomste met beide standaarde toon wanneer die B-piek in ag geneem word. Die intensiteit van die skouerpieke (A: van Fe2+) en die B/A-intensiteitsverhouding dui egter daarop dat die spektrum van XAS-3 naby is, maar nie ooreenstem met die spektrum van γ-Fe2O3 nie. In vergelyking met grootmaat γ-Fe2O3, het die Fe2p XAS-piek van A SDSS 'n effens hoër intensiteit (Fig. 4e), wat 'n hoër intensiteit van Fe2+ aandui. Alhoewel die spektrum van XAS-3 soortgelyk is aan dié van γ-Fe2O3, waar Fe3+ in die Oh- en Td-posisies teenwoordig is, bly die identifisering van verskillende valensietoestande en koördinasie slegs langs die L2,3-rand of die L2/L3-intensiteitsverhouding 'n probleem, 'n onderwerp van voortdurende bespreking as gevolg van die kompleksiteit van die verskillende faktore wat die finale spektrum beïnvloed41.
Benewens die spektrale verskille in die chemiese toestand van die geselekteerde streke van belang wat hierbo beskryf is, is die globale chemiese heterogeniteit van die sleutelelemente Cr en Fe ook beoordeel deur alle XAS-spektra wat op die monsteroppervlak verkry is, te klassifiseer met behulp van die K-gemiddelde groeperingsmetode. Randprofiele Cr L is ingestel om twee optimale trosse te vorm wat ruimtelik versprei is in die warmbewerkte en koudgewalste monsters wat in Fig. 5 getoon word. Dit is duidelik dat geen plaaslike strukturele veranderinge as soortgelyk beskou word nie, aangesien die twee sentroïede van die XAS Cr-spektra vergelykbaar is. Hierdie spektrale vorms van die twee trosse is amper identies aan dié wat ooreenstem met Cr2O342, wat beteken dat die Cr2O3-lae relatief eweredig op die SDSS gespasieer is.
Cr L K-gemiddelde randgebiedgroepe, en b is die ooreenstemmende XAS-sentroïede. Resultate van K-gemiddelde X-PEEM-vergelyking van koudgewalste SDSS: c Cr L2.3 randgebied van K-gemiddelde groepe en d ooreenstemmende XAS-sentroïede.
Om meer komplekse FeL-randkaarte te illustreer, is vier en vyf geoptimaliseerde trosse en hul geassosieerde sentroïede (spektrale profiele) onderskeidelik vir warmbewerkte en koudgewalste monsters gebruik. Daarom kan die persentasie (%) van Fe2+ en Fe3+ verkry word deur die LCF wat in Fig. 4 getoon word, aan te pas. Die pseudo-elektrodepotensiaal Epseudo as 'n funksie van Fe0 is gebruik om die mikrochemiese inhomogeniteit van die oppervlakoksiedfilm te openbaar. Epseudo word rofweg geskat deur die mengreël,
waar \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) gelyk is aan \(\rm{Fe} + 2e^ – \ aan \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), onderskeidelik 0.440 en 0.036 V. Streke met 'n laer potensiaal het 'n hoër inhoud van die Fe3+-verbinding. Die potensiaalverspreiding in termies vervormde monsters het 'n gelaagde karakter met 'n maksimum verandering van ongeveer 0.119 V (Fig. 6a, b). Hierdie potensiaalverspreiding is nou verwant aan die oppervlaktopografie (Fig. 6a). Geen ander posisie-afhanklike veranderinge in die onderliggende laminêre binnekant is waargeneem nie (Fig. 6b). Inteendeel, vir die verbinding van uiteenlopende oksiede met verskillende inhoude van Fe2+ en Fe3+ in koudgewalste SDSS, kan 'n mens 'n nie-uniforme aard van die pseudopotensiaal waarneem (Fig. 6c, d). Fe3+ oksiede en/of (oksi)hidroksiede is die hoofbestanddele van roes in staal en is deurlaatbaar vir suurstof en water50. In hierdie geval word die eilande ryk aan Fe3+ beskou as plaaslik versprei en kan as gekorrodeerde gebiede beskou word. Terselfdertyd kan die gradiënt in die potensiaalveld, eerder as die absolute waarde van die potensiaal, as 'n aanduiding gebruik word vir die lokalisering van aktiewe korrosieplekke. Hierdie ongelyke verspreiding van Fe2+ en Fe3+ op die oppervlak van koudgewalste SDSS kan die plaaslike chemie verander en 'n meer praktiese aktiewe oppervlakarea in oksiedfilmafbraak en korrosiereaksies bied, waardeur voortdurende korrosie van die onderliggende metaalmatriks moontlik gemaak word, wat lei tot interne korrosie, heterogeniteit van eienskappe en 'n afname in die beskermende eienskappe van die passiveringslaag.
K-gemiddelde trosse en ooreenstemmende XAS-sentroïede in die Fe L2.3-randgebied van warm-vervormde X-PEEM ac en df van koudgewalste SDSS. a, d K-gemiddelde trossegrafieke wat oor X-PEEM-beelde gelê is. Die berekende pseudo-elektrodepotensiaal (Epseudo) word saam met die K-gemiddelde trossegrafiek genoem. Die helderheid van die X-PEEM-beeld, soos die kleur in Fig. 2, is eweredig aan die X-straal-absorpsie-intensiteit.
Relatief uniforme Cr, maar verskillende chemiese toestande van Fe, lei tot verskillende oksiedfilmskade en korrosiepatrone in warmbewerkte en koudgewalste Ce-2507. Hierdie eienskap van koudgewalste Ce-2507 is goed bestudeer. Met betrekking tot die vorming van oksiede en hidroksiede van Fe in die omgewingslug in hierdie byna neutrale werk, is die reaksies soos volg:
Bogenoemde reaksies vind plaas in die volgende scenario's gebaseer op X-PEEM-analise. 'n Klein skouer wat ooreenstem met Fe0 word geassosieer met die onderliggende metaalyster. Die reaksie van metaal Fe met die omgewing lei tot die vorming van 'n Fe(OH)2-laag (vergelyking (5)), wat die Fe2+-sein in die Fe L-rand XAS versterk. Langdurige blootstelling aan lug kan lei tot die vorming van Fe3O4 en/of Fe2O3-oksiede na Fe(OH)252,53. Twee stabiele vorme van Fe, Fe3O4 en Fe2O3, kan ook in die Cr3+-ryke beskermende laag vorm, waarvan Fe3O4 'n eenvormige en klewerige struktuur verkies. Die teenwoordigheid van beide lei tot gemengde oksidasietoestande (XAS-1-spektrum). Die XAS-2-spektrum stem hoofsaaklik ooreen met Fe3O4. Terwyl die waarneming van XAS-3-spektra op verskeie plekke volledige omskakeling na γ-Fe2O3 aangedui het. Aangesien die penetrasiediepte van die ontvoude X-strale ongeveer 50 nm is, lei die sein van die onderste laag tot 'n hoër intensiteit van die A-piek.
Die XPA-spektrum toon dat die Fe-komponent in die oksiedfilm 'n gelaagde struktuur het gekombineer met 'n Cr-oksiedlaag. In teenstelling met die tekens van passivering as gevolg van plaaslike inhomogeniteit van Cr2O3 tydens korrosie, word lae korrosieweerstand in hierdie geval waargeneem, ten spyte van die eenvormige laag Cr2O3 in hierdie werk. Die waargenome gedrag kan verstaan ​​word as die heterogeniteit van die chemiese oksidasietoestand in die boonste laag (Fe), wat die korrosieprestasie beïnvloed. As gevolg van dieselfde stoïgiometrie van die boonste laag (ysteroksied) en die onderste laag (chroomoksied)52,53 lei beter interaksie (adhesie) tussen hulle tot stadige vervoer van metaal- of suurstofione in die rooster, wat weer lei tot 'n toename in korrosieweerstand. Daarom is 'n deurlopende stoïgiometriese verhouding, d.w.s. een oksidasietoestand van Fe, verkieslik bo skielike stoïgiometriese veranderinge. Die hitte-vervormde SDSS het 'n meer eenvormige oppervlak, 'n digter beskermende laag en beter korrosieweerstand. Terwyl die teenwoordigheid van Fe3+-ryke eilande onder die beskermende laag vir koudgewalste SDSS die integriteit van die oppervlak skend en galvaniese korrosie met die nabygeleë substraat veroorsaak, wat lei tot 'n skerp daling in Rp (Tabel 1). Die EIS-spektrum en die korrosieweerstand daarvan word verminder. Daar kan gesien word dat die plaaslike verspreiding van Fe3+-ryke eilande as gevolg van plastiese vervorming hoofsaaklik die korrosieweerstand beïnvloed, wat 'n deurbraak in hierdie werk is. Dus bied hierdie studie spektroskopiese mikroskopiese beelde van die vermindering in korrosieweerstand van SDSS-monsters wat deur die plastiese vervormingsmetode bestudeer is.
Daarbenewens, hoewel legering met seldsame aardelemente in tweefase-staal beter werkverrigting toon, bly die interaksie van hierdie additiewe element met 'n individuele staalmatriks in terme van korrosiegedrag volgens spektroskopiese mikroskopiedata ontwykend. Die verskyning van Ce-seine (via XAS M-rande) verskyn slegs op 'n paar plekke tydens koue walsing, maar verdwyn tydens warm vervorming van die SDSS, wat dui op plaaslike neerslag van Ce in die staalmatriks, eerder as homogene legering. Alhoewel dit nie die meganiese eienskappe van SDSS6,7 aansienlik verbeter nie, verminder die teenwoordigheid van seldsame aardelemente die grootte van die insluitsels en word vermoedelik putvorming in die aanvanklike gebied54 te inhibeer.
Ten slotte, hierdie werk openbaar die effek van oppervlakheterogeniteit op die korrosie van 2507 SDSS wat met serium gemodifiseer is deur die chemiese inhoud van nanoskaalkomponente te kwantifiseer. Ons beantwoord die vraag waarom vlekvrye staal selfs onder 'n beskermende oksiedlaag korrodeer deur die mikrostruktuur, oppervlakchemie en seinverwerking daarvan te kwantifiseer met behulp van K-gemiddelde groepering. Daar is vasgestel dat eilande ryk aan Fe3+, insluitend hul oktaëdriese en tetraëdriese koördinasie langs die hele kenmerk van gemengde Fe2+/Fe3+, die bron van skade en korrosie van die koudgewalste oksiedfilm SDSS is. Nano-eilande wat deur Fe3+ oorheers word, lei tot swak korrosieweerstand selfs in die teenwoordigheid van 'n voldoende stoïgiometriese Cr2O3-passiveringslaag. Benewens metodologiese vooruitgang in die bepaling van die effek van nanoskaalchemiese heterogeniteit op korrosie, word verwag dat voortgesette werk ingenieursprosesse sal inspireer om die korrosieweerstand van vlekvrye staal tydens staalvervaardiging te verbeter.
Om die Ce-2507 SDSS-staaf voor te berei wat in hierdie studie gebruik is, is 'n gemengde samestelling, insluitend Fe-Ce-meesterlegering verseël met 'n suiwer ysterbuis, in 'n 150 kg mediumfrekwensie-induksie-oond gesmelt om gesmelte staal te produseer en in 'n vorm gegooi. Die gemete chemiese samestellings (gew.%) word in Aanvullende Tabel 2 gelys. Stawe word eers warm in blokke gesmee. Daarna is dit vir 60 minute by 1050°C gegloei om staal in die toestand van 'n vaste oplossing te verkry, en dan in water tot kamertemperatuur geblus. Die bestudeerde monsters is in detail bestudeer met behulp van TEM en DOE om die fases, korrelgrootte en morfologie te bestudeer. Meer gedetailleerde inligting oor monsters en produksieproses kan in ander bronne gevind word6,7.
Silindriese monsters (φ10 mm × 15 mm) vir warm samedrukking is verwerk sodat die as van die silinder parallel met die vervormingsrigting van die blok was. Hoëtemperatuur-samedrukking is uitgevoer by verskeie temperature in die reeks van 1000-1150°C met behulp van 'n Gleeble-3800 termiese simulator teen 'n konstante vervormingstempo in die reeks van 0.01-10 s-1. Voor vervorming is die monsters teen 'n tempo van 10 °C s-1 vir 2 minute by 'n gekose temperatuur verhit om die temperatuurgradiënt uit te skakel. Nadat temperatuuruniformiteit bereik is, is die monster vervorm tot 'n ware vervormingswaarde van 0.7. Na vervorming is die monsters onmiddellik met water geblus om die vervormde struktuur te bewaar. Die verharde monster word dan parallel met die samedrukkingsrigting gesny. Vir hierdie spesifieke studie het ons 'n monster met 'n warm vervormingstoestand van 1050°C, 10 s-1 gekies omdat die waargenome mikrohardheid hoër was as ander monsters7.
Massiewe (80 × 10 × 17 mm3) monsters van die Ce-2507 vaste oplossing is gebruik in 'n LG-300 driefase asynchrone tweerolmeul met die beste meganiese eienskappe onder alle ander vervormingsvlakke6. Die vervormingstempo en diktevermindering vir elke pad is onderskeidelik 0.2 m·s-1 en 5%.
'n Autolab PGSTAT128N elektrochemiese werkstasie is gebruik vir SDSS elektrochemiese metings na koudwalsing tot 'n 90% vermindering in dikte (1.0 ekwivalente ware vervorming) en na warmpersing by 1050°C vir 10 s-1 tot 'n ware vervorming van 0.7. Die werkstasie het 'n drie-elektrode sel met 'n versadigde kalomel elektrode as die verwysingselektrode, 'n grafiet teenelektrode, en 'n SDSS monster as die werkelektrode. Die monsters is in silinders met 'n deursnee van 11.3 mm gesny, aan die kante waarvan koperdrade gesoldeer is. Die monsters is toe met epoksie vasgemaak, wat 'n oop werkarea van 1 cm2 as die werkelektrode gelaat het (onderkant van die silindriese monster). Wees versigtig tydens die uitharding van die epoksie en daaropvolgende skuur en polering om krake te vermy. Die werkoppervlaktes is geslyp en gepoleer met 'n diamantpoleringssuspensie met 'n deeltjiegrootte van 1 μm, gewas met gedistilleerde water en etanol, en in koue lug gedroog. Voor elektrochemiese metings is die gepoleerde monsters vir 'n paar dae aan lug blootgestel om 'n natuurlike oksiedfilm te vorm. 'n Waterige oplossing van FeCl3 (6.0 gew.%), gestabiliseer tot pH = 1.0 ± 0.01 met HCl volgens ASTM-aanbevelings, word gebruik om die korrosie van vlekvrye staal55 te versnel omdat dit korrosief is in die teenwoordigheid van chloriedione met 'n sterk oksidasievermoë en lae pH. Omgewingsstandaarde G48 en A923. Dompel die monster vir 1 uur in die toetsoplossing om 'n amper bestendige toestand te bereik voordat enige metings gemaak word. Vir vaste-oplossing, warmgevormde en koudgewalste monsters, is impedansiemetings uitgevoer by oopkringpotensiaal (OPC) van onderskeidelik 0.39, 0.33 en 0.25 V, in die frekwensiebereik van 1105 tot 0.1 Hz met 'n amplitude van 5 mV. Alle chemiese toetse is ten minste 3 keer onder dieselfde toestande herhaal om data-reproduceerbaarheid te verseker.
Vir HE-SXRD-metings is reghoekige dupleks-staalblokke van 1 × 1 × 1.5 mm3 gemeet om die straalfasesamestelling van 'n Brockhouse-hoë-energie-wiggler by CLS, Kanada, te kwantifiseer56. Data-insameling is uitgevoer in Debye-Scherrer-geometrie of transmissiegeometrie by kamertemperatuur. Die X-straalgolflengte wat met die LaB6-kalibrator gekalibreer is, is 0.212561 Å, wat ooreenstem met 58 keV, wat baie hoër is as dié van Cu Kα (8 keV) wat algemeen as 'n laboratorium-X-straalbron gebruik word. Die monster was op 'n afstand van 740 mm van die detektor geleë. Die deteksievolume van elke monster is 0.2 × 0.3 × 1.5 mm3, wat bepaal word deur die straalgrootte en monsterdikte. Alle data is versamel met behulp van 'n Perkin Elmer-areadetektor, platpaneel-X-straaldetektor, 200 µm-pixels, 40×40 cm2 met 'n blootstellingstyd van 0.3 s en 120 rame.
X-PEEM-metings van twee geselekteerde modelstelsels is by die Beamline MAXPEEM PEEM-eindstasie in die MAX IV-laboratorium (Lund, Swede) uitgevoer. Monsters is op dieselfde manier as vir elektrochemiese metings voorberei. Die voorbereide monsters is vir 'n paar dae in die lug gehou en in 'n ultrahoë vakuumkamer ontgas voordat dit met sinkrotronfotone bestraal is. Die energieresolusie van die straallyn is verkry deur die ioonopbrengsspektrum in die opwekkingsgebied van N1s tot 1(τ/g₃ast) naby hv = 401 eV in N2 te meet met die afhanklikheid van die fotonenergie van E3/2, 57. Benaderde spektra het ΔE (breedte van die spektrale lyn) van ongeveer 0.3 eV in die gemete energiebereik gegee. Daarom is die straallyn-energieresolusie beraam op E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 en vloed ≈1012 ph/s deur gebruik te maak van 'n gemodifiseerde SX-700 monochromator met 'n Si 1200-lyn mm−1 rooster vir die Fe 2p L2,3 rand, Cr 2p L2,3 rand, Ni 2p L2,3 rand, en Ce M4,5 rand. Daarom is die straallyn-energieresolusie beraam op E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 en vloed ≈1012 ph/s deur gebruik te maak van 'n gemodifiseerde SX-700 monochromator met 'n Si 1200-lyn mm−1 rooster vir die Fe 2p L2.3 rand, Cr 2p L2.3 rand, Ni 2p L2.3 rand, en Ce M4.5 rand. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВоВи 2000/0ки > 2000/0ки при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,2, Cr 2p L2,2, Cr кромка Ni 2p L2,3 en кромка Ce M4,5. Dus is die energieresolusie van die straalkanaal beraam as E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 en vloed ≈1012 f/s met behulp van 'n gemodifiseerde SX-700 monochromator met 'n Si-rooster van 1200 lyne/mm vir Fe-rand 2p L2,3, Cr-rand 2p L2.3, Ni-rand 2p L2.3, en Ce-rand 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≈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈估 ph/s稿通蔽訿通i稇通1200 线mm-1 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、缌徒,L2,Ni 2p e边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈中1012 PH/S ，带有 1200 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、C 边缘、C 边缘、C. 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Dus, wanneer 'n gemodifiseerde SX-700 monochromator met 'n 1200-lyn Si-rooster gebruik word. 3, Cr-rand 2p L2.3, Ni-rand 2p L2.3 en Ce-rand M4.5.Skandeer fotonenergie in 0.2 eV-stappe. By elke energie is PEEM-beelde opgeneem met behulp van 'n veselgekoppelde TVIPS F-216 CMOS-detektor met 2 x 2 bins, wat 'n resolusie van 1024 x 1024 pixels in 'n 20 µm-sigveld bied. Die blootstellingstyd van die beelde was 0.2 s, met 'n gemiddelde van 16 rame. Die foto-elektronbeeldenergie word so gekies dat dit die maksimum sekondêre elektronsein verskaf. Alle metings is teen normale inval uitgevoer met behulp van 'n lineêr gepolariseerde fotonstraal. Meer inligting oor metings kan in 'n vorige studie gevind word. Na bestudering van die totale elektronopbrengs (TEY)-deteksiemodus en die toepassing daarvan in X-PEEM49, word die proefdiepte van hierdie metode geskat op ongeveer 4-5 nm vir die Cr-sein en ongeveer 6 nm vir Fe. Die Cr-diepte is baie naby aan die dikte van die oksiedfilm (~4 nm)60,61 terwyl die Fe-diepte groter is as die dikte. XRD wat aan die rand van FeL versamel word, is 'n mengsel van XRD van ysteroksiede en Fe0 van die matriks. In die eerste geval kom die intensiteit van die uitgestraalde elektrone van alle moontlike tipes elektrone wat tot TEY bydra. 'n Suiwer ystersein vereis egter hoër kinetiese energie vir die elektrone om deur die oksiedlaag na die oppervlak te beweeg en deur die ontleder versamel te word. In hierdie geval is die Fe0-sein hoofsaaklik te wyte aan LVV Auger-elektrone, sowel as sekondêre elektrone wat deur hulle uitgestraal word. Daarbenewens verval die TEY-intensiteit wat deur hierdie elektrone bygedra word tydens die elektronontsnappingspad, wat die Fe0-spektrale reaksie in die yster XAS-kaart verder verminder.
Die integrasie van data-ontginning in 'n datakubus (X-PEEM-data) is 'n sleutelstap in die onttrekking van relevante inligting (chemiese of fisiese eienskappe) in 'n multidimensionele benadering. K-gemiddelde groepering word wyd gebruik in verskeie velde, insluitend masjienvisie, beeldverwerking, onbewaakte patroonherkenning, kunsmatige intelligensie en klassifikasie-analise. K-gemiddelde groepering het byvoorbeeld goed gevaar in die groepering van hiperspektrale beelddata. In beginsel, vir multi-funksie data, kan die K-gemiddelde algoritme hulle maklik groepeer op grond van inligting oor hul eienskappe (fotonenergie-eienskappe). K-gemiddelde groepering is 'n iteratiewe algoritme vir die verdeling van data in K nie-oorvleuelende groepe (groepe), waar elke pixel aan 'n sekere groep behoort, afhangende van die ruimtelike verspreiding van chemiese inhomogeniteit in die mikrostrukturele samestelling van staal. Die K-gemiddelde algoritme sluit twee stadiums in: in die eerste stadium word K sentroïede bereken, en in die tweede stadium word elke punt 'n groep met aangrensende sentroïede toegeken. Die swaartepunt van 'n groep word gedefinieer as die rekenkundige gemiddelde van die datapunte (XAS-spektrum) vir daardie groep. Daar is verskeie afstande om aangrensende sentroïede as Euklidiese afstand te definieer. Vir 'n invoerbeeld van px,y (waar x en y die resolusie in pixels is), is CK die swaartepunt van die groep; hierdie beeld kan dan gesegmenteer (gegroepeer) word in K groepe met behulp van K-gemiddeldes63. Die laaste stappe van die K-gemiddeldes groeperingsalgoritme is:
Stap 2. Bereken die lidmaatskap van alle pixels volgens die huidige middelpunt. Dit word byvoorbeeld bereken vanaf die Euklidiese afstand d tussen die middelpunt en elke pixel:
Stap 3 Ken elke pixel toe aan die naaste sentroïde. Herbereken dan die K sentroïde posisies soos volg:
Stap 4. Herhaal die proses (vergelykings (7) en (8)) totdat die sentroïede konvergeer. Die finale groeperingskwaliteitresultate is sterk gekorreleer met die beste keuse van aanvanklike sentroïede. Vir die PEEM-datastruktuur van staalbeelde is X (x × y × λ) tipies 'n kubus van 3D-skikkingsdata, terwyl die x- en y-asse ruimtelike inligting (pixelresolusie) verteenwoordig en die λ-as ooreenstem met 'n fotonenergiespektrale beeld. Die K-gemiddelde algoritme word gebruik om streke van belang in X-PEEM-data te verken deur pixels (klusters of subblokke) te skei volgens hul spektrale kenmerke en die beste sentroïede (XAS-spektrale profiele) vir elke analietkluster te onttrek. Dit word gebruik om ruimtelike verspreiding, plaaslike spektrale veranderinge, oksidasiegedrag en chemiese toestande te bestudeer. Byvoorbeeld, die K-gemiddelde groeperingsalgoritme is gebruik vir FeL-rand- en CrL-randstreke in warmbewerkte en koudgewalste X-PEEM. Verskeie getalle K-groepe (streke van mikrostruktuur) is getoets om die optimale groepe en sentroïede te vind. Wanneer hierdie getalle vertoon word, word die pixels hertoegewys aan die ooreenstemmende groepsentroïede. Elke kleurverspreiding stem ooreen met die middelpunt van die groep, wat die ruimtelike rangskikking van chemiese of fisiese voorwerpe toon. Die geëkstraheerde sentroïede is lineêre kombinasies van suiwer spektra.
Data wat die resultate van hierdie studie ondersteun, is beskikbaar op redelike versoek van die betrokke WC-outeur.
Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van 'n gesweisde dupleks vlekvrye staal. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van 'n gesweisde dupleks vlekvrye staal. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van gesweisde dupleks vlekvrye staal. 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. Breuktaaiheid van gesweisde dupleks vlekvrye staal.Britannia. Fraksionele deel. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosiebestandheid van dupleks vlekvrye staal in geselekteerde organiese sure en organiese suur/chloried omgewings. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosiebestandheid van dupleks vlekvrye staal in geselekteerde organiese sure en organiese suur/chloried omgewings.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. en Van Der Merwe, J. Korrosiebestandheid van dupleks vlekvrye staal in omgewings met sommige organiese sure en organiese sure/chloriede. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相vlekvrye staal在选定的organiese酸和organiese酸/gechloreerde omgewing的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. en Van Der Merwe, J. Korrosiebestandheid van dupleks vlekvrye staal in geselekteerde omgewings van organiese sure en organiese sure/chloriede.preserveermiddel. Materiaalmetodes 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Korrosie-oksidatiewe gedrag van Fe-Al-Mn-C duplekslegerings. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nuwe generasie superdupleksstaal vir toerustinggas- en olieproduksie. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nuwe generasie superdupleksstaal vir toerustinggas- en olieproduksie.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nuwe generasie superdupleksstaal vir olie- en gasproduksietoerusting.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nuwe generasie superdupleksstaal vir gas- en olieproduksietoerusting. Webinaar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Ondersoek na warmvervormingsgedrag van dupleks vlekvrye staal graad 2507. Metaal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Ondersoek na warmvervormingsgedrag van dupleks vlekvrye staal graad 2507. Metaal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 'n Studie van Warm Vervormingsgedrag van Tipe 2507 Dupleks Vlekvrye Staal. Metaal. 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. en Utaisansuk, V. Ondersoek na die warm vervormingsgedrag van tipe 2507 dupleks vlekvrye staal. Metaal.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effek van beheerde koue walsing op die mikrostruktuur en meganiese eienskappe van serium-gemodifiseerde super-dupleks SAF 2507 vlekvrye staal. alma mater. die wetenskap. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Strukturele en meganiese eienskappe geïnduseer deur termiese vervorming van serium-gemodifiseerde super-dupleks SAF 2507 vlekvrye staal. J. Alma mater. stoortenk. tegnologie. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effek van seldsame aardelemente op hoëtemperatuuroksidasiegedrag van austenitiese staal. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effek van seldsame aardelemente op hoëtemperatuuroksidasiegedrag van austenitiese staal.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. en Zheng K. Invloed van seldsame aardelemente op die gedrag van austenitiese staal onder hoëtemperatuuroksidasie. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. en Zheng K. Invloed van seldsame aardelemente op die gedrag van austenitiese staal by hoë temperatuur oksidasie.koros. die wetenskap. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekte van Ce op die mikrostruktuur en eienskappe van 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ferritiese vlekvrye staal. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekte van Ce op die mikrostruktuur en eienskappe van 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ferritiese vlekvrye staal.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. en Sun S. Invloed van Se op die mikrostruktuur en eienskappe van superferritiese vlekvrye staal 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嚄和性能的和性能的和 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekte van Ce op die mikrostruktuur en eienskappe van 27Cr-3.8Mo-2Ni superstaal vlekvrye staal. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 3,7C. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effek van Ce op mikrostruktuur en eienskappe van superferritiese vlekvrye staal 27Cr-3,8Mo-2Ni.Ysterteken. Steelmak 47, 67–76 (2020).