Dankie dat u Nature.com besoek het. U gebruik 'n blaaierweergawe met beperkte CSS-ondersteuning. Vir die beste ervaring beveel ons aan dat u 'n opgedateerde blaaier gebruik (of Verenigbaarheidsmodus in Internet Explorer deaktiveer). Boonop, om voortgesette ondersteuning te verseker, wys ons die webwerf sonder style en JavaScript.
Wys 'n karrousel van drie skyfies gelyktydig. Gebruik die Vorige en Volgende knoppies om deur drie skyfies op 'n slag te beweeg, of gebruik die skuifknoppies aan die einde om deur drie skyfies op 'n slag te beweeg.
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 gewoonlik geassosieer met die vernietiging van hierdie lae, maar selde met die verskyning van oppervlak-inhomogeniteite, afhangende van die mikroskopiese vlak. In hierdie werk oorheers nanoskaal chemiese oppervlakheterogeniteit, opgespoor deur spektroskopiese mikroskopie en chemometriese analise, onverwags die breuk en korrosie van koudgewalste serium-gemodifiseerde superdupleks vlekvrye staal 2507 (SDSS) tydens sy warm vervorming. Alhoewel X-straal foto-elektronmikroskopie 'n relatief eenvormige bedekking van die natuurlike Cr2O3-laag getoon het, was die passiveringsprestasie van die koudgewalste SDSS swak as gevolg van die plaaslike verspreiding van Fe3+-ryke nano-eilande op die Fe/Cr-oksiedlaag. Hierdie atoomskaalkennis bied 'n diepgaande begrip van vlekvrye staalkorrosie en word verwag om te help om korrosie van soortgelyke hoë-legeringsmetale te bestry.
Sedert die uitvinding van vlekvrye staal, word die anti-korrosie-eienskappe van ferrochroom toegeskryf aan chroom, wat sterk oksiede/oksihidroksiede vorm en 'n passiverende gedrag in die meeste omgewings toon. In vergelyking met konvensionele (austenitiese en ferritiese) vlekvrye staal 1, 2, 3, het superdupleks vlekvrye staal (SDSS) beter korrosieweerstand en uitstekende meganiese eienskappe. Verhoogde meganiese sterkte maak ligter en meer kompakte ontwerpe moontlik. In teenstelling hiermee het die ekonomiese SDSS hoë weerstand teen put- en spleetkorrosie, wat lei tot 'n langer lewensduur, waardeur die toepassing daarvan op besoedelingsbeheer, chemiese houers en die olie- en gasbedryf op see 4 uitgebrei word. Die nou reeks hittebehandelingstemperature en swak vormbaarheid belemmer egter hul wye praktiese toepassing. Daarom word SDSS gemodifiseer om die bogenoemde prestasie te verbeter. Byvoorbeeld, die Ce-modifikasie is in SDSS 2507 (Ce-2507) bekendgestel met 'n hoë stikstofinhoud 6,7,8. Die seldsame aardelement (Ce) teen 'n gepaste konsentrasie van 0.08 gewig% het 'n voordelige effek op die meganiese eienskappe van die DSS, aangesien dit korrelverfyning en korrelgrenssterkte verbeter. Slytasie- en korrosiebestandheid, treksterkte en vloeigrens, en warmbewerkbaarheid word ook verbeter9. Groot hoeveelhede stikstof kan duur nikkelinhoud vervang, wat SDSS meer koste-effektief maak10.
Onlangs is SDSS plasties vervorm by verskillende temperature (kriogeen, koud en warm) om uitstekende meganiese eienskappe te verkry6,7,8. Die uitstekende korrosieweerstand van SDSS as gevolg van die teenwoordigheid van 'n dun oksiedfilm op die oppervlak word egter beïnvloed deur baie faktore soos inherente heterogeniteit as gevolg van die teenwoordigheid van heterogene fases met verskillende korrelgrense, ongewenste presipitate en verskillende reaksievervormings van austenitiese en ferritiese fases7. Daarom word die studie van die mikroskopiese domeineienskappe van sulke films tot op die vlak van die elektroniese struktuur van kritieke belang vir die begrip van SDSS-korrosie en vereis komplekse eksperimentele tegnieke. Tot dusver het oppervlaksensitiewe metodes soos Auger-elektronspektroskopie11 en X-straal-fotoelektronspektroskopie12,13,14,15 en harde X-straal-fotoemissiemikroskopie (HAX-PEEM)16 oor die algemeen misluk om chemiese verskille in oppervlaklae op te spoor. chemiese toestande van dieselfde element op verskillende plekke van die nanoskaalruimte. Verskeie onlangse studies het gelokaliseerde oksidasie van chroom gekorreleer met die waargenome korrosiegedrag van austenitiese vlekvrye staal17, martensitiese staal18 en SDSS19,20. 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, wat 'n klein grootte geërf het as gevolg van termomeganiese behandeling, is in noue nabyheid aan mekaar, maar verskil in samestelling en oksidasietoestand16,21. Daarom, om krake van oksiedfilms en daaropvolgende putte op te spoor, is dit nodig om oppervlakheterogeniteit op mikroskopiese vlak te verstaan. Ten spyte van hierdie vereistes, ontbreek kwantitatiewe ramings soos laterale heterogeniteit in oksidasie, veral vir Fe op die nano- en atoomskaal, steeds, en die korrelasie daarvan met korrosieweerstand bly onontgin. Tot onlangs is die chemiese toestand van verskeie elemente, soos Fe en Ca22, op staalmonsters kwantitatief gekarakteriseer met behulp van sagte X-straal foto-elektronmikroskopie (X-PEEM) in nanoskaal sinchrotronstralingsfasiliteite. Gekombineer met chemies sensitiewe X-straal absorpsiespektroskopie (XAS), maak X-PEEM XAS-metings met hoë ruimtelike en spektrale resolusie moontlik, wat chemiese inligting oor die samestelling van elemente en hul chemiese toestand verskaf met ruimtelike resolusie tot 'n skaal van drie-en-twintig nanometer. Hierdie spektromikroskopiese waarneming van die aanvang fasiliteer plaaslike chemiese waarnemings en kan chemiese veranderinge in die ruimte van die ysterlaag demonstreer wat nog nie voorheen ondersoek is nie.
Hierdie studie brei die voordele van PEEM uit in die opsporing van chemiese verskille op nanoskaal en bied 'n insiggewende atoomvlak-oppervlakanalisemetode vir die begrip van die korrosiegedrag van Ce-2507. Dit gebruik 'n gegroepeerde K-means24 chemometriese benadering om die globale chemiese (hetero)homogeniteit van die betrokke elemente te karteer, waarvan die chemiese toestande in 'n statistiese voorstelling aangebied word. In teenstelling met korrosie wat geïnisieer word deur die vernietiging van die chroomoksiedfilm in die tradisionele geval, word minder passivering en laer korrosieweerstand tans toegeskryf aan gelokaliseerde Fe3+-ryke nano-eilande naby die Fe/Cr-oksiedlaag, wat beskermende eienskappe kan wees. Die oksied vernietig die gestippelde film en veroorsaak korrosie.
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 'n suur (pH = 1) waterige oplossing 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 putvorming by kamertemperatuur ondergaan het nie, het die analise insig gegee in moontlike mislukkingsgebeurtenisse en daaropvolgende korrosie. Die ekwivalente stroombaan (Fig. 1d) is gebruik om die elektrochemiese impedansiespektroskopie (EIS) spektrum te pas, en die ooreenstemmende passingsresultate word in Tabel 1 getoon. Onvolledige halfsirkels verskyn in oplossingbehandelde en warmbewerkte monsters, terwyl saamgeperste halfsirkels in koudgewalste eweknieë verskyn (Fig. .1b). In EIS-spektroskopie kan die radius van die halfsirkel beskou word as die polarisasieweerstand (Rp)25,26. Die Rp van die oplossingbehandelde aanloopbaan in Tabel 1 is ongeveer 135 kΩ cm–2, maar die waardes van die warmbewerkte en koudgewalste aanloopbaan is baie laer, onderskeidelik 34.7 en 2.1 kΩ cm–2. Hierdie beduidende vermindering in Rp toon die nadelige effek van plastiese vervorming op passivering en korrosieweerstand, soos getoon in vorige verslae27,28,29,30.
a Nyquist-, b, c Bode-impedansie- en fasediagramme, en d ooreenstemmende ekwivalente stroombaanmodelle, waar RS die elektrolietweerstand is, Rp die polarisasieweerstand is, en QCPE die oksied van die konstante fase-element is wat gebruik word om die nie-ideale kapasitansie (n) te modelleer. EIS-metings word by oopstroombaanpotensiaal gedoen.
Die gelyktydige konstantes word in die Bode-grafiek getoon, met 'n plato in die hoëfrekwensiebereik wat die elektrolietweerstand RS26 verteenwoordig. Soos die frekwensie afneem, neem die impedansie toe en word 'n negatiewe fasehoek gevind, wat kapasitansie-dominansie aandui. Die fasehoek neem toe, behou 'n maksimum oor 'n relatief wye frekwensiebereik, en neem dan af (Fig. 1c). In al drie gevalle is hierdie maksimum egter steeds minder as 90°, wat dui op nie-ideale kapasitiewe gedrag as gevolg van kapasitiewe verspreiding. Dus word die QCPE konstante fase-element (CPE) gebruik om tussenvlakkapasitansieverspreidings voor te stel wat voortspruit uit oppervlakruheid of inhomogeniteit, veral op die atoomskaal, fraktale geometrie, elektrodeporositeit, nie-uniforme potensiaal en geometrie met die vorm van elektrodes31,32. CPE-impedansie:
waar j die denkbeeldige getal en ω die hoekfrekwensie is. QCPE is 'n frekwensie-onafhanklike konstante wat eweredig is aan die effektiewe oop area van die elektroliet. n is 'n dimensielose drywingsgetal wat die afwyking van 'n kapasitor van ideale kapasitansie beskryf, d.w.s. hoe nader n aan 1 is, hoe nader is die CPE aan suiwer kapasitief, terwyl as n naby nul is, dit weerstandig voorkom. Klein afwykings van n, naby 1, dui op die nie-ideale kapasitiewe gedrag van die oppervlak na polarisasietoetse. Die QCPE van koudgewalste SDSS is aansienlik hoër as sy eweknieë, 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 uitstekende korrosiebestandheid van SDSS as gevolg van die teenwoordigheid van 'n passiverende beskermende oksiedfilm op die oppervlak17. Sulke passiverende films is gewoonlik ryk aan Cr3+ oksiede en/of hidroksiede, hoofsaaklik in kombinasie met Fe2+, Fe3+ oksiede en/of (oksi)hidroksiede33. Ten spyte van dieselfde oppervlakuniformiteit, passiverende oksiedlaag, en geen waargenome oppervlakkrake volgens mikroskopiese metings6,7 nie, is die korrosiegedrag van warmbewerkte en koudgewalste SDSS anders, dus is 'n diepgaande studie van die mikrostrukturele eienskappe nodig vir staalvervorming.
Die mikrostruktuur van vervormde vlekvrye staal is kwantitatief bestudeer met behulp van intrinsieke en sinkrotron hoë-energie X-strale (Aanvullende Figure 1, 2). 'n Gedetailleerde analise word in die Aanvullende Inligting verskaf. Alhoewel daar 'n algemene konsensus is oor die tipe hooffase, is verskille in grootmaatfasefraksies gevind, wat in Aanvullende Tabel 1 gelys word. Hierdie verskille kan te wyte wees aan inhomogene fasefraksies aan die oppervlak en in die volume, wat beïnvloed word deur verskillende X-straaldiffraksie (XRD) deteksiedieptes. ) met verskillende energiebronne van invallende fotone34. Relatief hoë austenietfraksies in koudgewalste monsters bepaal deur XRD vanaf 'n laboratoriumbron dui op beter passivering en dan beter korrosieweerstand35, terwyl meer akkurate en statistiese resultate teenoorgestelde tendense in fasefraksies 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 het 'n meer korrelrige aard getoon, wat dui op mikrongrootte korrels, terwyl die gladde ringe wat in die koudgewalste monsters waargeneem is (Aanvullende Fig. 3) dui op beduidende korrelverfyning tot nanogrootte in vorige werk. Dit behoort die passiewe filmvorming en toename in korrosieweerstand te bevoordeel. Hoër ontwrigtingsdigtheid word gewoonlik geassosieer met laer weerstand teen putvorming, wat goed ooreenstem met elektrochemiese metings.
Veranderinge in die chemiese toestand van die mikrodomeine van die hoofelemente is sistematies bestudeer met behulp van X-PEEM. Alhoewel daar meer legeringselemente is, word Cr, Fe, Ni en Ce39 hier gekies, aangesien Cr die sleutelelement is vir die vorming van die passiewe film, Fe die hoofelement vir staal is, en Ni passivering verbeter en die ferriet-austenitiese fase balanseer. Struktuur en modifikasie is die doel van Ce. Deur die sinkrotronstraalenergie af te stem, het XAS die hoofkenmerke van Cr (L2.3-rand), Fe (L2.3-rand), Ni (L2.3-rand) en Ce (M4.5-rand) van die oppervlak vasgelê. -2507 SDSS. Toepaslike data-analise is uitgevoer deur energiekalibrasie met gepubliseerde data in te sluit (bv. XAS op Fe L2, 3 ribbes40,41).
Op fig. Fig. 2 toon X-PEEM-beelde van warmbewerkte (Fig. 2a) en koudgewalste (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS en ooreenstemmende XAS Cr en Fe L2,3 rande by individueel gemerkte posisies. Die L2,3 XAS rand ondersoek die onbesette 3d-toestande van elektrone na foto-eksitasie by die 2p3/2 (L3 rand) en 2p1/2 (L2 rand) spin-baan splitsingsvlakke. Inligting oor die valenstoestand van Cr is verkry uit X-straaldiffraksie-analise van die L2,3 rand in Fig. 2b,d. Skakelvergelyking. 42, 43 het getoon dat vier pieke A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) en D (582.2 eV) naby die L3 rand waargeneem is, wat oktaëdriese Cr3+ ione weerspieël, wat ooreenstem met Cr2O3. Die eksperimentele spektra stem ooreen met teoretiese berekeninge, soos getoon in panele b en e, verkry uit veelvuldige kristalveldberekeninge 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 Termiese beeld van X-PEEM warmgevormde SDSS wat ooreenstem met rand b Cr L2.3 en rand c Fe L2.3, d Termiese beeld X-PEEM van koudgewalste SDSS wat ooreenstem met rand e Cr L2.3 en f Fe L2.3 van kant (e). Die XAS-spektra wat op verskeie ruimtelike posisies gemerk op die termiese beelde (a, d) deur die oranje stippellyne in (b) en (e) geplot is, verteenwoordig gesimuleerde XAS-spektra van Cr3+ met 'n kristalveldwaarde van 2.0 eV. Vir X-PEEM-beelde word 'n termiese palet gebruik om beeldleesbaarheid 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 dieselfde gebly. Bykomende tekening. Op fig. 5-9 word X-PEEM-beelde en ooreenstemmende XAS-spektra vir Ni en Ce op verskeie posisies op die oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters getoon. Ni XAS toon die oksidasietoestand van Ni2+ oor die hele gemete oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters (Aanvullende Bespreking). Dit is opmerklik dat in die geval van warmbewerkte monsters, die XAS-sein van Ce nie waargeneem word nie, terwyl die spektrum van Ce3+ van koudgewalste monsters op een punt waargeneem word. Die waarneming van Ce-kolle in koudgewalste monsters het getoon dat Ce hoofsaaklik in die vorm van neerslae bestaan.
In termies vervormde SDSS is geen plaaslike strukturele verandering in XAS by die Fe L2.3-rand waargeneem nie (Fig. 2c). Soos getoon in fig. 2f, verander die Fe-matriks egter mikroskopies sy chemiese toestand by sewe ewekansig geselekteerde punte in die koudgewalste SDSS. 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 Fe L2,3-rand van α-Fe2O3-stelsels en Fe2+-oktaëdriese oksiede is gemodelleer met behulp van multiplet-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 kombinasies van Fe2+ en Fe3+ het,47 en FeO45 optree as 'n formele divalente Fe2+ oksied (3d6). Alle Fe3+ ione in α-Fe2O3 het slegs Oh-posisies, terwyl γ-Fe2O3 gewoonlik uitgedruk word as Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel met vakatures in eg-posisies. Daarom het die Fe3+ ione in γ-Fe2O3 beide Td- en Oh-posisies. Soos in die vorige werk genoem, alhoewel die intensiteitsverhoudings 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 slegs Fe3+ in hierdie geval teenwoordig is. As ons die geval van Fe3O4 met kombinasies van Fe2+ en Fe3+ in ag neem, is dit bekend dat 'n swakker (sterk) eerste kenmerk in die L3-rand van Fe 'n kleiner (groter) onbesetting in die t2g-toestand aandui. Dit geld vir Fe2+ (Fe3+), wat 'n toename in die eerste teken aandui wat 'n toename in die inhoud van Fe2+47 aandui. Hierdie resultate toon dat Fe2+ en γ-Fe2O3, α-Fe2O3 en/of Fe3O4 oorheers op die koudgewalste oppervlaktes van die komposiete.
Vergrote foto-emissie-elektrontermiese beelde van die (a, c) en (b, d) XAS-spektra oor die FeL2,3-rand by verskeie ruimtelike posisies binne geselekteerde streke 2 en E in Fig. 2d.
Die verkrygde eksperimentele data (Fig. 4a en Aanvullende Fig. 11) is geteken en vergelyk met dié van suiwer verbindings 40, 41, 48. Basies is drie verskillende tipes eksperimenteel waargenome Fe L-rand XAS-spektra (XAS-1, XAS-2 en XAS-3: Fig. 4a) op ruimtelik verskillende plekke waargeneem. In die besonder is 'n spektrum soortgelyk aan 2-a (aangedui as XAS-1) in Fig. 3b oor die hele gebied van belang waargeneem, gevolg deur 'n 2-b-spektrum (gemerk XAS-2), terwyl 'n spektrum soortgelyk aan E-3 in fig. 3d (verwys na as XAS-3) waargeneem is, op sekere gelokaliseerde plekke waargeneem is. Gewoonlik word vier parameters gebruik om die valensietoestande wat in 'n probemonster teenwoordig is, te identifiseer: (1) L3- en L2-spektrale kenmerke, (2) energieposisies van L3- en L2-kenmerke, (3) L3-L2-energieverskil, (4) L2-intensiteitsverhouding /L3. Volgens visuele waarnemings (Fig. 4a) is al drie Fe-komponente, naamlik Fe0, Fe2+ en Fe3+, teenwoordig op die oppervlak van die bestudeerde SDSS. Die berekende intensiteitsverhouding L2/L3 het ook die teenwoordigheid van al drie komponente aangedui.
a Waargenome verskillende drie 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 Fig. 3) in vergelyking met gesimuleerde XAS-vergelykingsspektra, oktaëders Fe2+, Fe3+, kristalveldwaardes van onderskeidelik 1.0 eV en 1.5 eV, b–d Gemete eksperimentele data (XAS-1, XAS-2, XAS-3) en ooreenstemmende geoptimaliseerde LCF-data (soliede swart lyn), en vergelyking van XAS-3-spektra met Fe3O4 (gemengde toestand van Fe) en Fe2O3 (suiwer Fe3+) standaarde.
'n Lineêre kombinasie (LCF) passing van die drie standaarde40,41,48 is gebruik om die samestelling van ysteroksied te kwantifiseer. LCF is geïmplementeer vir drie geselekteerde FeL-rand XAS-spektra wat die hoogste kontras toon, naamlik XAS-1, XAS-2 en XAS-3, soos getoon in Fig. 4b–d. Vir LCF-fittings is 10% Fe0 in alle gevalle oorweeg as gevolg van die klein rand wat ons in alle data waargeneem het en die feit dat ysterhoudende metaal 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.Trouens, X-PEEM bespeur Fe (~6 nm)49 dieper as die verwagte dikte van die oksiedlaag (net meer as 4 nm), wat die opsporing van seine 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. Op fig. Figuur 4b toon die kombinasie van Fe2+ en Fe3+ in die XAS-1-spektrum, waar die verhoudings van Fe2+ en Fe3+ naby is, ongeveer 45%, wat 'n gemengde oksidasietoestand van Fe aandui. Terwyl vir die XAS-2-spektrum die persentasie van Fe2+ en Fe3+ onderskeidelik ~30% en 60% word. Die inhoud van Fe2+ is laer as dié van Fe3+. Die Fe2+ tot Fe3-verhouding van 1:2 beteken dat Fe3O4 by dieselfde verhouding van Fe-ione gevorm kan word. Daarbenewens het die persentasies van Fe2+ en Fe3+ vir die XAS-3-spektrum verander na ~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, word XAS-3-spektra saam met verskeie Fe3+-standaarde in Fig. 4e geplot, wat ooreenkomste met al twee standaarde toon wanneer Piek B in ag geneem word. Die intensiteit van die skouer (A: van Fe2+) en die intensiteitsverhouding B/A dui egter daarop dat die spektrum van XAS-3 naby, maar nie dieselfde as dié van γ-Fe2O3 is nie. In vergelyking met grootmaat γ-Fe2O3, is die Fe2p XAS-intensiteit van die A SDSS-piek effens hoër (Fig. 4e), wat 'n hoër Fe2+-intensiteit aandui. Alhoewel die spektrum van XAS-3 soortgelyk is aan dié van γ-Fe2O3, waar Fe3+ in beide die Oh- en Td-posisies teenwoordig is, is die identifisering van verskillende valensietoestande en koördinasie slegs deur die L2,3-rand of die L2/L3-intensiteitsverhouding steeds 'n probleem. Dit is 'n herhalende onderwerp van bespreking as gevolg van die kompleksiteit van die verskillende faktore wat by die finale spektrum betrokke is.41
Benewens die spektrale diskriminasie van die chemiese toestande van die geselekteerde streke van belang wat hierbo beskryf is, is die globale chemiese heterogeniteit van die sleutelelemente Cr en Fe geassesseer deur alle XAS-spektra wat op die monsteroppervlak verkry is, te klassifiseer met behulp van die K-gemiddelde groeperingsmetode. Die randprofiele Cr L is so gestel dat dit twee optimale trosse 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 waargeneem is nie, aangesien die twee sentroïede van die XAS Cr-spektra baie soortgelyk is. Hierdie spektrale vorms van die twee trosse is amper identies aan dié wat ooreenstem met Cr2O342, wat beteken dat die Cr2O3-lae relatief eenvormig oor die SDSS versprei is.
'n groep K-gemiddelde L-rand Cr-streke, b ooreenstemmende XAS-sentroïede. Resultate van K-gemiddelde X-PEEM-vergelyking van koudgewalste SDSS: c groepe K-gemiddelde randstreke van Cr L2,3 en d ooreenstemmende XAS-sentroïede.
Om 'n meer komplekse FeL-randkaart te illustreer, word vier en vyf geoptimaliseerde trosse en hul geassosieerde sentroïede (spektrale verspreidings) 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), wat onderskeidelik 0.440 en 0.036 V is. Gebiede met 'n laer potensiaal het 'n hoër inhoud van Fe3+-verbindings. Die potensiaalverspreiding in 'n termies vervormde monster 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 posisieverwante veranderinge is waargeneem in die onderliggende lamellêre binnekant nie (Fig. 6b). Inteendeel, vir die kombinasie van verskillende oksiede met verskillende inhoude van Fe2+ en Fe3+ in koudgewalste SDSS, kan 'n nie-uniforme aard van die pseudopotensiaal waargeneem word (Fig. 6c, d). Fe3+ oksiede en/of (oksi)hidroksiede is die hoofkomponente van korrosie in staal en is deurlaatbaar vir suurstof en water50. In hierdie geval kan gesien word dat die eilande ryk aan Fe3+ plaaslik versprei is en as korrosiegebiede beskou kan word. In hierdie geval kan die gradiënt in die potensiaalveld, eerder as die absolute waarde van die potensiaal, beskou word as 'n aanduiding vir die lokalisering van aktiewe korrosiegebiede51. Hierdie inhomogene verspreiding van Fe2+ en Fe3+ op die oppervlak van die koudgewalste SDSS kan die plaaslike chemiese eienskappe verander en 'n meer effektiewe oppervlakarea in oksiedfilmkraak- en korrosiereaksies bied, waardeur die onderliggende metaalmatriks voortdurend kan korrodeer, wat lei tot interne inhomogeniteit en die beskermende eienskappe van die passiveringslaag verminder.
K-gemiddelde trosse van Fe L2,3 randstreke en ooreenstemmende XAS-sentroïede vir a–c warmbewerkte X-PEEM en d–f koudgewalste SDSS. a, d K-gemiddelde trosseplot oor die X-PEEM-beeld gelê. Geraamde pseudo-elektrodepotensiale (epseudo) word saam met K-gemiddelde trossediagramme genoem. Die helderheid van 'n X-PEEM-beeld soos die kleur in Fig. 2 is direk eweredig aan die X-straalabsorpsie-intensiteit.
Relatief uniforme Cr, maar verskillende chemiese toestande van Fe, lei tot verskillende oorsprong van oksiedfilmkraak en korrosiepatrone in warmgewalste en koudgewalste Ce-2507. Hierdie eienskap van koudgewalste Ce-2507 is welbekend. Met betrekking tot die vorming van oksiede en hidroksiede van Fe in atmosferiese lug, word die volgende reaksies in hierdie werk as neutrale reaksies afgesluit:
Gebaseer op die meting van X-PEEM, het die bogenoemde reaksie in die volgende gevalle plaasgevind. '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 XAS van die L-rand van Fe versterk. Langdurige blootstelling aan lug sal lei tot die vorming van Fe3O4- en/of Fe2O3-oksiede na Fe(OH)252,53. Twee tipes stabiele Fe, Fe3O4 en Fe2O3, kan ook vorm in 'n Cr3+-ryke beskermende laag, waar Fe3O4 'n eenvormige en samehangende struktuur verkies. Die teenwoordigheid van beide lei tot gemengde oksidasietoestande (XAS-1-spektrum). Die XAS-2-spektrum stem hoofsaaklik ooreen met Fe3O4. Terwyl die XAS-3-spektra wat by verskeie posisies waargeneem is, volledige omskakeling na γ-Fe2O3 aangedui het. Aangesien onverpakte X-strale 'n penetrasiediepte van ongeveer 50 nm het, lei die sein van die onderliggende laag tot 'n hoër intensiteit van die A-piek.
Die XRD-spektrum toon dat die Fe-komponent in die oksiedfilm 'n gelaagde struktuur het, wat gekombineer word met die Cr-oksiedlaag. In teenstelling met die passiveringskenmerk van korrosie as gevolg van plaaslike inhomogeniteit van Cr2O317, ten spyte van die eenvormige laag Cr2O3 in hierdie studie, is lae korrosieweerstand in hierdie geval waargeneem, veral vir koudgewalste monsters. Die waargenome gedrag kan verstaan ​​word as die heterogeniteit van die chemiese oksidasietoestand van die boonste laag (Fe) wat die korrosieprestasie beïnvloed. Die stadige oordrag van metaal- of suurstofione in die rooster as gevolg van dieselfde stoïgiometrie van die boonste (Fe-oksied) en onderste lae (Cr-oksied)52,53 lei tot beter interaksie (adhesie) tussen hulle. Dit verbeter weer korrosieweerstand. Daarom is kontinue stoïgiometrie, d.w.s. een oksidasietoestand van Fe, verkieslik bo skielike stoïgiometriese veranderinge. Termies vervormde SDSS het 'n meer eenvormige oppervlak en 'n digter beskermende laag, wat beter korrosieweerstand bied. Vir koudgewalste SDSS vernietig die teenwoordigheid van Fe3+-ryke eilande onder die beskermende laag egter die integriteit van die oppervlak en veroorsaak galvaniese korrosie van die nabygeleë substraat, wat lei tot 'n afname in Rp (Tabel 1) in die EIS-spektra en die korrosieweerstand daarvan. Daarom beïnvloed plaaslik verspreide eilande ryk aan Fe3+ as gevolg van plastiese vervorming hoofsaaklik die korrosieweerstandsprestasie, wat 'n deurbraak in hierdie werk is. Daarom bied hierdie studie spektromikrograwe van die vermindering in korrosieweerstand as gevolg van plastiese vervorming van die bestudeerde SDSS-monsters.
Verder, terwyl seldsame aardmetale in dubbelfase-staal beter presteer, bly die interaksie van hierdie bygevoegde element met die individuele staalmatriks in terme van korrosiegedrag ontwykend gebaseer op spektroskopiese mikroskopie-waarnemings. Die Ce-sein (langs die XAS M-rand) verskyn slegs op 'n paar posisies tydens koue wals, maar verdwyn tydens warm vervorming van die SDSS, wat dui op plaaslike afsetting van Ce in die staalmatriks in plaas van homogene legering. Alhoewel die meganiese eienskappe van SDSS nie verbeter word6,7 nie, verminder die teenwoordigheid van seldsame aardmetale die grootte van die insluitsels en word vermoedelik putvorming by die oorsprong te onderdruk54.
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 het die vraag beantwoord waarom vlekvrye staal korrodeer selfs wanneer dit met 'n beskermende oksiedlaag bedek word deur die mikrostruktuur, chemiese toestand van oppervlakkenmerke en seinverwerking kwantitatief te bestudeer met behulp van K-gemiddelde groepering. Daar is vasgestel dat Fe3+-ryke eilande, insluitend hul oktaëdriese en tetraëdriese koördinasie dwarsdeur die struktuur van gemengde Fe2+/Fe3+, 'n bron van oksiedfilmvernietiging en 'n bron van korrosie van koudgewalste SDSS is. Nano-eilande wat deur Fe3+ oorheers word, lei tot swak korrosieweerstand selfs in die teenwoordigheid van 'n voldoende stoïgiometriese Cr2O3-passiveringslaag. Benewens die metodologiese vooruitgang wat gemaak is in die bepaling van die effek van nanoskaalchemiese heterogeniteit op korrosie, word verwag dat die huidige werk ingenieursprosesse sal inspireer om die korrosieweerstand van vlekvrye staal tydens staalvervaardiging te verbeter.
Om die Ce-2507 SDSS-stawe wat in hierdie studie gebruik is, voor te berei, is die gemengde komponente, insluitend die Fe-Ce-meesterlegering wat met suiwer ysterbuise verseël is, in 'n 150 kg mediumfrekwensie-induksie-oond gesmelt om gesmelte staal te produseer en in gietvorms gegooi. Die gemete chemiese samestellings (gew.%) word in Aanvullende Tabel 2 gelys. Die staaf word eers warm in blokke gevorm. Daarna is die staal vir 60 minute by 1050°C tot 'n vaste oplossing gegloei, 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 die produksieproses kan in ander bronne gevind word6,7.
Verwerk silindriese monsters (φ10 mm × 15 mm) vir warmpersing met die as van die silinder parallel aan die vervormingsrigting van die blok. Hoëtemperatuurkompressie is uitgevoer teen 'n konstante vervormingstempo in die reeks van 0.01-10 s-1 by verskillende temperature in die reeks van 1000-1150°C met behulp van 'n Gleeble-3800 termiese simulator. Voor vervorming is die monsters vir 2 minute by die gekose temperatuur verhit teen 'n tempo van 10 °C s-1 om die temperatuurgradiënt uit te skakel. Nadat temperatuuruniformiteit bereik is, is die monsters vervorm tot 'n ware vervormingswaarde van 0.7. Na vervorming word dit onmiddellik met water geblus om die vervormde struktuur te behou. Daarna is die verharde monsters parallel met die rigting van kompressie gesny. Vir hierdie spesifieke studie het ons 'n monster gekies wat termies vervorm is by 1050°C, 10 s-1 as gevolg van 'n hoër waargenome mikrohardheid as ander monsters7.
Grootmaat (80 × 10 × 17 mm3) monsters van die Ce-2507 vaste oplossing is getoets op 'n driefase asynchrone twee-rol vervormingsmasjien LG-300, wat die beste meganiese eienskappe onder alle ander vervormingsklasse6 verskaf het. Die vervormingstempo en diktevermindering was onderskeidelik 0.2 m·s-1 en 5% vir elke pad.
'n Autolab PGSTAT128N elektrochemiese werkstasie is gebruik om SDSS elektrochemies te meet na koudwalsing tot 90% diktevermindering (1.0 ekwivalente ware vervorming) en warmpersing tot 0.7 ware vervorming by 1050 °C en 10 s-1. 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. Daarna is die monster met epoksiehars gegiet, wat 'n oop werkarea van 1 cm2 as 'n werkelektrode (die onderste oppervlak van die silindriese monster) gelaat het. Wees versigtig tydens die uitharding van die epoksie en tydens die daaropvolgende skuur en polering om krake te voorkom. Die werkoppervlak word oorvleuel en gepoleer met 'n diamantpoleringssuspensie met 'n deeltjiegrootte van 1 mikron, skoongemaak 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 met HCl tot pH = 1.0 ± 0.01, is gebruik om die korrosie van vlekvrye staal55 te versnel, aangesien dit in aggressiewe omgewings voorkom waar chloriedione teenwoordig is met sterk oksideerkrag en lae pH soos gespesifiseer deur ASTM. Voorgestelde standaarde is G48 en A923. Die monsters is vir 1 uur in die toetsoplossing gedompel voordat enige metings geneem is om 'n toestand naby aan stilstaande te bereik. Vir vaste oplossing, warmbewerkte en koudgewalste monsters, was die impedansiemetingsfrekwensiebereik 1 × 105 ~ 0.1 Hz, en die oopkringpotensiaal (OPS) was 5 mV, wat onderskeidelik 0.39, 0.33 en 0.25 VSCE was. Elke elektrochemiese toets van enige monster is ten minste drie keer onder dieselfde toestande herhaal om data-reproduceerbaarheid te verseker.
Vir HE-SXRD-metings is 1 × 1 × 1.5 mm3 reghoekige dupleks-staalblokke gemeet op 'n hoë-energie Brockhouse-wigglerlyn by CLS, Kanada, om die fasesamestelling56 te kwantifiseer. Data-insameling is by kamertemperatuur in Debye-Scherrer-geometrie of transportgeometrie uitgevoer. Die golflengte van X-strale wat gekalibreer is volgens die LaB6-kalibrant 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 word op 'n afstand van 740 mm van die detektor geplaas. Die deteksievolume van elke monster is 0.2 × 0.3 × 1.5 mm3, wat bepaal word deur die straalgrootte en monsterdikte. Elk van hierdie 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 sekondes en 120 rame.
X-PEEM-metings van twee geselekteerde modelstelsels is uitgevoer by die PEEM-eindstasie van die Beamline MAXPEEM-lyn in die MAX IV-laboratorium (Lund, Swede). Monsters is op dieselfde manier voorberei as vir elektrochemiese metings. 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 straal word verkry deur die ioonuitsetspektrum van N1s tot 1(τ_g^ \ast\) van die opwekkingsgebied met hv = 401 eV in N2 en die afhanklikheid van die fotonenergie van E3/2.57 te meet. Spektrale passing het ΔE (spektrale lynwydte) ~0.3 eV oor 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≈1012 ph/s通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,32老P L2,32边缘和Ce M4,5 边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 皹 蔄 逿 逿 0.0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 边缌 边缌 羹缌Dus, wanneer 'n gewysigde SX-700 monochromator en 'n 1200-lyn Si-rooster gebruik word. 3, Cr-rand 2p L2.3, Ni-rand 2p L2.3 en Ce-rand M4.5.Brei die fotonenergie uit in 0.2 eV-stappe. By elke energie is PEEM-beelde opgeneem met behulp van 'n TVIPS F-216 CMOS-detektor met 'n 2 x 2 binning-veseloptiese verbinding wat 1024 × 1024 pixels in 'n 20 µm-sigveld bied. Die blootstellingstyd van die beelde is 0.2 sekondes, met 'n gemiddeld van 16 rame. Die foto-elektronbeeldenergie word so gekies dat dit die maksimum sekondêre elektronsein verskaf. Alle metings word uitgevoer teen die normale inval van 'n lineêr gepolariseerde fotonstraal. Vir meer inligting oor metings, sien 'n vorige studie58. Na bestudering van die totale elektronopbrengs (TEY)59-deteksiemodus en die toepassing daarvan in X-PEEM, word die deteksiediepte van hierdie metode geskat op ~4–5 nm vir die Cr-sein en ~6 nm vir die Fe-sein. Die Cr-diepte is baie naby aan die oksiedfilmdikte (~4 nm)60,61 terwyl die Fe-diepte groter is as die oksiedfilmdikte. Die XAS wat naby die FeL-rand versamel word, is 'n mengsel van ysteroksied XAS en FeO van die matriks. In die eerste geval is die intensiteit van die uitgestraalde elektrone te wyte aan alle moontlike tipes elektrone wat tot TEY bydra. 'n Suiwer ystersein vereis egter hoër kinetiese energie vir die elektrone om deur die oksiedlaag te beweeg, die oppervlak te bereik en deur die ontledingsinstrument versamel te word. In hierdie geval is die Fe0-sein hoofsaaklik te wyte aan LVV Auger-elektrone en sekondêre elektrone wat deur hulle uitgestraal word. Daarbenewens verval die TEY-intensiteit wat deur hierdie elektrone bygedra word, tydens die elektron-ontsnappingspad49, wat die spektrale handtekening van Fe0 in die yster XAS-kaart verder verminder.
Die integrasie van data-ontginning in datakubusse (X-PEEM-data) is 'n sleutelstap in die ontginning van relevante inligting (chemiese of fisiese eienskappe) op 'n multidimensionele manier. K-means-groepering word wyd gebruik in verskeie gebiede, insluitend masjienvisie, beeldverwerking, onbewaakte patroonherkenning, kunsmatige intelligensie en klassifikasie-analise24. Byvoorbeeld, K-means-groepering word goed toegepas op die groepering van hiperspektrale beelddata62. In beginsel, vir multi-objekdata, kan die K-means-algoritme hulle maklik groepeer volgens inligting oor hul eienskappe (fotonenergie-eienskappe). K-means-groepering is 'n iteratiewe algoritme vir die verdeling van data in K nie-oorvleuelende groepe (groepe), waar elke pixel aan 'n spesifieke groep behoort, afhangende van die ruimtelike verspreiding van chemiese inhomogeniteit in die staalmikrostrukturele samestelling. Die K-means-algoritme bestaan ​​uit twee stappe: die eerste stap bereken die K sentroïede, en die tweede stap ken elke punt toe aan 'n groep met aangrensende sentroïede. Die swaartepunt van 'n groep word gedefinieer as die rekenkundige gemiddelde van die datapunte (XAS-spektra) van daardie groep. Daar is verskillende afstande om aangrensende sentroïede as Euklidiese afstande te definieer. Vir 'n invoerbeeld van px,y (x en y is resolusie in pixels), 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 graad van 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 troskwaliteitresultate is hoogs gekorreleer met die optimale keuse van aanvanklike sentroïede63. 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 die energiespektrale modus van fotone. Die K-gemiddelde algoritme is gebruik om streke van belang in X-PEEM-data te verken deur pixels (trosse of subblokke) te skei volgens hul spektrale eienskappe en die beste sentroïde (XAS-spektrale kurwe) vir elke analiet (tross) te onttrek. Dit word gebruik om ruimtelike verspreiding, plaaslike spektrale veranderinge, oksidasiegedrag en chemiese toestand te bestudeer. Byvoorbeeld, die K-gemiddelde trosalgoritme is gebruik vir FeL-rand- en CrL-randstreke in warmbewerkte en koudgewalste X-PEEM. Verskeie getalle K-groepe (mikrostrukturele streke) is getoets om die beste groepe en sentroïede te vind. Wanneer die grafiek vertoon word, word die pixels hertoegewys aan die korrekte 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 op redelike versoek beskikbaar by 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.projek. fraktaal. pels. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境一觀蚄 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相vlekvrye staal在特定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 omgewings met sommige organiese sure en organiese sure/chloriede.antikorrosief. Metode Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Korrosie-oksiderende eienskappe 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. E3S-webinaar. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. en Utaisansuk, V. Ondersoek na die warm vervormingsgedrag van tipe 2507 dupleks vlekvrye staal. Metaal.alma mater. trans. A 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. projek. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Warmvervorming-geïnduseerde struktuur en meganiese eienskappe 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.korrosie. die wetenskap. 164, 108359 (2020).