Nature.com saytına daxil olduğunuz üçün təşəkkür edirik. İstifadə etdiyiniz brauzer versiyasında məhdud CSS dəstəyi var. Ən yaxşı təcrübə üçün yenilənmiş brauzerdən istifadə etməyinizi (və ya Internet Explorer-də Uyğunluq Rejimini deaktiv etməyinizi) tövsiyə edirik. Bu vaxt ərzində davamlı dəstəyi təmin etmək üçün saytı stillər və JavaScript olmadan render edəcəyik.
Geniş istifadə olunan paslanmayan polad və onun döymə versiyaları, xrom oksidindən ibarət passivasiya təbəqəsi səbəbindən ətraf mühit şəraitində korroziyaya davamlıdır. Poladın korroziyası və eroziyası ənənəvi olaraq bu təbəqələrin məhv olması ilə əlaqələndirilir, lakin səth qeyri-bərabərliyinin mənşəyindən asılı olaraq mikroskopik səviyyədə nadir hallarda baş verir. Bu işdə spektroskopik mikroskopiya və kemometrik analizlə aşkar edilən nanoskal səth kimyəvi heterojenliyi, soyuq haddelenmiş serium modifikasiya olunmuş super dupleks paslanmayan polad 2507-nin (SDSS) isti deformasiya davranışı zamanı gözlənilmədən parçalanmasına və korroziyasına üstünlük təşkil edir. digər tərəfdən. Rentgen fotoelektron mikroskopiyası təbii Cr2O3 təbəqəsinin nisbətən vahid örtülməsini göstərsə də, soyuq haddelenmiş SDSS, Fe3+ ilə zəngin nanoadaların Fe/Cr oksid təbəqəsində lokal paylanması səbəbindən zəif passivasiya nəticələri göstərdi. Atom səviyyəsindəki bu bilik paslanmayan polad korroziyasını dərindən anlamağa imkan verir və oxşar yüksək ərintili metalların korroziyası ilə mübarizə aparmağa kömək etməsi gözlənilir.
Paslanmayan poladın ixtirasından bəri, ferroxrom ərintilərinin korroziyaya davamlılığı, əksər mühitlərdə passivləşdirici davranış nümayiş etdirən güclü oksid/oksihidroksid əmələ gətirən xromla əlaqələndirilir. Ənənəvi (austenitik və ferrit) paslanmayan poladlarla müqayisədə daha yaxşı korroziyaya davamlılığa malik super dupleks paslanmayan poladlar (SDSS) üstün mexaniki xüsusiyyətlərə malikdir1,2,3. Artan mexaniki möhkəmlik daha yüngül və daha kompakt dizaynlar əldə etməyə imkan verir. Bunun əksinə olaraq, qənaətcil SDSS çuxur və yarıq korroziyasına qarşı yüksək müqavimətə malikdir, bu da daha uzun xidmət müddətinə və çirklənmənin idarə olunmasında, kimyəvi qablarda və dəniz neft və qaz sənayesində daha geniş tətbiqlərə səbəb olur4. Lakin, istilik emalı temperaturlarının dar diapazonu və zəif formalaşdırma onun geniş praktik tətbiqinə mane olur. Buna görə də, yuxarıdakı xüsusiyyətləri yaxşılaşdırmaq üçün SDSS dəyişdirilmişdir. Məsələn, 2507 SDSS-də (Ce-2507) Ce modifikasiyası və yüksək N6, 7, 8 əlavələri tətbiq edilmişdir. 0,08 çəki % nadir torpaq elementi (Ce) uyğun konsentrasiyası DSS-in mexaniki xüsusiyyətlərinə faydalı təsir göstərir, çünki o, dənələrin incəliyini və sərhəd möhkəmliyini artırır. Aşınma və korroziyaya davamlılıq, dartılma möhkəmliyi və axıcılıq möhkəmliyi, eləcə də isti işləmə qabiliyyəti də yaxşılaşdırılmışdır9. Böyük miqdarda azot bahalı nikel tərkibini əvəz edə bilər və bu da SDSS-i daha səmərəli edir10.
Son zamanlar SDSS əla mexaniki xüsusiyyətlərə nail olmaq üçün müxtəlif temperaturlarda (aşağı temperatur, soyuq və isti) plastik deformasiyaya uğramışdır6,7,8. Lakin SDSS-in əla korroziyaya davamlılığı səthdə nazik oksid təbəqəsinin olması ilə əlaqədardır ki, bu da müxtəlif dənə sərhədləri olan bir çox fazanın olması, istənməyən çöküntülər və fərqli reaksiyalar kimi bir çox amillərdən təsirlənir. Müxtəlif austenitik və ferrit fazalarının daxili qeyri-bərabər mikrostrukturu deformasiyaya uğrayır7. Buna görə də, bu cür təbəqələrin mikrodomen xüsusiyyətlərinin elektron struktur səviyyəsində öyrənilməsi SDSS korroziyasını anlamaq üçün çox vacibdir və mürəkkəb eksperimental üsullar tələb edir. İndiyə qədər Oje elektron spektroskopiyası11 və rentgen fotoelektron spektroskopiyası12,13,14,15 kimi səthə həssas metodlar, eləcə də sərt rentgen fotoelektron fotoelektron sistemi nanoskalada fəzanın müxtəlif nöqtələrində eyni elementin kimyəvi vəziyyətlərini fərqləndirir, lakin çox vaxt ayıra bilmir. Son zamanlar aparılan bir neçə tədqiqat xromun lokal oksidləşməsini 17 austenitik paslanmayan poladın, 18 martensitik paslanmayan poladın və SDSS 19, 20-nin müşahidə olunan korroziya davranışı ilə əlaqələndirib. Lakin, bu tədqiqatlar əsasən Cr heterojenliyinin (məsələn, Cr3+ oksidləşmə dərəcəsi) korroziya müqavimətinə təsirinə yönəlib. Elementlərin oksidləşmə dərəcələrində yan heterojenlik dəmir oksidləri kimi eyni tərkib elementlərinə malik müxtəlif birləşmələr tərəfindən yarana bilər. Bu birləşmələr bir-birinə yaxın məsafədə termomekanik şəkildə işlənmiş kiçik ölçüləri miras alır, lakin tərkibi və oksidləşmə dərəcəsi baxımından fərqlənir16,21. Buna görə də, oksid təbəqələrinin məhv edilməsini və sonra çuxur əmələ gəlməsini aşkar etmək mikroskopik səviyyədə səth qeyri-bərabərliyinin anlaşılmasını tələb edir. Bu tələblərə baxmayaraq, xüsusilə nano/atom miqyasında dəmirin yan oksidləşmə heterojenliyi kimi kəmiyyət qiymətləndirmələri hələ də çatışmır və onların korroziya müqaviməti üçün əhəmiyyəti araşdırılmamış qalır. Son vaxtlara qədər Fe və Ca kimi müxtəlif elementlərin kimyəvi vəziyyəti nanoskal sinxrotron şüalanma qurğularında yumşaq rentgen fotoelektron mikroskopiyası (X-PEEM) istifadə edərək polad nümunələrində kəmiyyətcə təsvir edilirdi. Kimyəvi cəhətdən həssas rentgen udma spektroskopiyası (XAS) texnikaları ilə birləşdirilən X-PEEM, element tərkibi və onun kimyəvi vəziyyəti haqqında nanometr miqyasına qədər fəza qətnaməsi ilə kimyəvi məlumat təmin edərək yüksək fəza və spektral qətnamə ilə XAS ölçməsini təmin edir 23. Başlanğıc yerinin mikroskop altında bu spektroskopik müşahidəsi yerli kimyəvi təcrübələri asanlaşdırır və Fe təbəqəsində əvvəllər araşdırılmamış kimyəvi dəyişiklikləri fəza baxımından nümayiş etdirə bilər.
Bu tədqiqat, PEEM-in nanoskalada kimyəvi fərqlərin aşkarlanmasındakı üstünlüklərini genişləndirir və Ce-2507-nin korroziya davranışını anlamaq üçün dərin atom səviyyəli səth analizi metodu təqdim edir. Bu tədqiqat, iştirak edən elementlərin qlobal kimyəvi tərkibini (heterojenliyini) xəritələşdirmək üçün K-orta klaster kemometrik məlumatlarından24 istifadə edir və onların kimyəvi vəziyyətləri statistik təsvirdə təqdim olunur. Xrom oksid təbəqəsinin parçalanması nəticəsində yaranan ənənəvi korroziyadan fərqli olaraq, mövcud zəif passivləşmə və zəif korroziyaya davamlılıq, qoruyucu oksidin hücumu ola biləcək Fe/Cr oksid təbəqəsinin yaxınlığında lokallaşdırılmış Fe3+ zəngin nanoadalarla əlaqələndirilir. O, yerində bir təbəqə əmələ gətirir və korroziyaya səbəb olur.
Deformasiya olunmuş SDSS 2507-nin korroziyaya davamlılığı əvvəlcə elektrokimyəvi ölçmələr vasitəsilə qiymətləndirilmişdir. Şəkil 1-də otaq temperaturunda FeCl3-ün turşulu (pH = 1) sulu məhlullarında seçilmiş nümunələr üçün Nyquist və Bode əyriləri göstərilir. Seçilmiş elektrolit güclü oksidləşdirici maddə kimi çıxış edir və passivasiya filminin parçalanma meylini xarakterizə edir. Material otaq temperaturunda sabit çöküntüyə məruz qalmasa da, bu təhlillər potensial nasazlıq hadisələri və korroziyadan sonrakı proseslər haqqında məlumat verdi. Ekvivalent dövrə (Şəkil 1d) elektrokimyəvi impedans spektroskopiyası (EIS) spektrlərini uyğunlaşdırmaq üçün istifadə edilmişdir və müvafiq uyğunlaşdırma nəticələri Cədvəl 1-də göstərilmişdir. Məhlulun işlənmiş və isti işlənmiş nümunələrini sınaqdan keçirərkən natamam yarım dairələr meydana çıxdı, müvafiq sıxılmış yarım dairələr isə soyuq şəkildə yayılmışdı (Şəkil 1b). EIS spektrində yarım dairə radiusu polyarizasiya müqaviməti (Rp)25,26 kimi qəbul edilə bilər. Cədvəl 1-də məhlul ilə işlənmiş SDSS-in Rp-si təxminən 135 kΩ sm-2-dir, lakin isti işlənmiş və soyuq yayılmış SDSS üçün müvafiq olaraq 34,7 və 2,1 kΩ sm-2-dən daha aşağı dəyərlər görə bilərik. Rp-dəki bu əhəmiyyətli azalma, əvvəlki hesabatlarda 27, 28, 29, 30 göstərildiyi kimi, plastik deformasiyanın passivləşməyə və korroziyaya davamlılığa mənfi təsirini göstərir.
a Nyquist, b, c Bode impedansı və faz diaqramları və d üçün ekvivalent dövrə modeli, burada RS elektrolit müqaviməti, Rp polyarizasiya müqaviməti və QCPE qeyri-ideal tutumu (n) modelləşdirmək üçün istifadə edilən sabit faz elementi oksididir. EIS ölçmələri boş yük potensialında aparılmışdır.
Birinci tərtib sabitləri Bode diaqramında göstərilib və yüksək tezlikli plato elektrolit müqavimətini RS26 təmsil edir. Tezlik azaldıqca impedans artır və mənfi faz bucağı tapılır ki, bu da tutum dominantlığını göstərir. Faz bucağı artır, nisbətən geniş tezlik diapazonunda maksimum dəyərini saxlayır və sonra azalır (Şəkil 1c). Lakin, hər üç halda bu maksimum dəyər hələ də 90°-dən azdır ki, bu da tutum dispersiyasına görə ideal olmayan tutum davranışını göstərir. Beləliklə, QCPE sabit faz elementi (CPE), xüsusən atom miqyası, fraktal həndəsə, elektrod məsaməsi, qeyri-bərabər potensial və səthdən asılı cərəyan paylanması baxımından səth pürüzlülüyündən və ya qeyri-bərabərliyindən əldə edilən interfeys tutum paylanmasını təmsil etmək üçün istifadə olunur. Elektrod həndəsəsi31,32. CPE impedansı:
burada j xəyali ədəd, ω isə bucaq tezliyidir. QCPE elektrolitin aktiv açıq sahəsinə mütənasib olan tezlikdən asılı olmayan sabitdir. n, kondensatorun ideal tutum davranışından sapmanı təsvir edən ölçüsüz güc ədədidir, yəni n nə qədər yaxındırsa, CPE təmiz tutuma bir o qədər yaxındır və n sıfıra yaxındırsa, müqavimətdir. 1-ə yaxın olan kiçik bir n sapması, polyarizasiya testindən sonra səthin qeyri-ideal tutum davranışını göstərir. Soyuq yayılmış SDSS-in QCPE-si oxşar məhsullardan daha yüksəkdir, bu da səth keyfiyyətinin daha az vahid olduğunu göstərir.
Paslanmayan poladların əksər korroziyaya davamlılıq xüsusiyyətlərinə uyğun olaraq, SDSS-in nisbətən yüksək Cr tərkibi, səthdə passiv qoruyucu oksid təbəqəsinin olması səbəbindən SDSS-in daha yüksək korroziyaya davamlılığına səbəb olur17. Bu passivləşdirici təbəqə adətən əsasən Fe2+, Fe3+ oksidləri və/və ya (oksi)hidroksidləri 33 özündə birləşdirən Cr3+ oksidləri və/və ya hidroksidləri ilə zəngindir. Mikroskopik görüntülərlə müəyyən edildiyi kimi, eyni səth vahidliyinə, passivləşdirici oksid təbəqəsinə və səthdə görünən zədələnmənin olmamasına baxmayaraq6,7 isti işlənmiş və soyuq yayılmış SDSS-in korroziya davranışı fərqlidir və buna görə də poladın deformasiya mikrostrukturunun və struktur xarakteristikasının dərindən öyrənilməsini tələb edir.
Deformasiya olunmuş paslanmayan poladın mikrostrukturu daxili və sinxrotron yüksək enerjili rentgen şüaları istifadə edilərək kəmiyyətcə araşdırılmışdır (Əlavə Şəkillər 1, 2). Ətraflı təhlil Əlavə Məlumatda verilmişdir. Əsas fazanın növünə əsasən uyğun gəlsələr də, Əlavə Cədvəl 1-də sadalanan faza həcm fraksiyalarında fərqlər aşkar edilmişdir. Bu fərqlər səthdəki qeyri-bərabər faza fraksiyaları, eləcə də müxtəlif dərinliklərdə aparılan həcm faza fraksiyaları ilə əlaqələndirilə bilər. X-şüa difraksiyası (X-ŞD) ilə düşən fotonların müxtəlif enerji mənbələri ilə aşkarlanması. Laboratoriya mənbəyindən X-ŞD ilə müəyyən edilən soyuq yayılmış nümunələrdə austenitin nisbətən daha yüksək nisbəti daha yaxşı passivləşməni və nəticədə daha yaxşı korroziyaya davamlılığı göstərir35, daha dəqiq və statistik nəticələr isə faza nisbətlərində əks meylləri göstərir. Bundan əlavə, poladın korroziyaya davamlılığı həmçinin termomekanik emal zamanı baş verən dənələrin təmizlənmə dərəcəsindən, dənə ölçüsünün azalmasından, mikrodeformasiyaların artmasından və dislokasiya sıxlığından asılıdır36,37,38. İsti işlənmiş nümunələr daha dənəvər təbiət nümayiş etdirir ki, bu da mikron ölçülü dənəciklərin olduğunu göstərir, soyuq yayılmış nümunələrdə müşahidə edilən hamar halqalar isə (Əlavə Şəkil 3) əvvəlki işlərdə nanoskalaya qədər əhəmiyyətli dərəcədə dənəciklərin incəlməsini göstərir6 ki, bu da film passivləşməsinə və korroziyaya davamlılığın artmasına kömək etməlidir. Daha yüksək dislokasiya sıxlığı adətən elektrokimyəvi ölçmələrlə yaxşı uyğun gələn daha aşağı çuxurlaşma müqaviməti ilə əlaqələndirilir.
Elementar elementlərin mikrodomenlərinin kimyəvi vəziyyətlərindəki dəyişikliklər X-PEEM istifadə edərək sistematik şəkildə öyrənilmişdir. Ərinti elementlərinin bolluğuna baxmayaraq, burada Cr, Fe, Ni və Ce39 seçilmişdir, çünki Cr passivasiya təbəqəsinin əmələ gəlməsi üçün əsas elementdir, Fe poladda əsas elementdir və Ni passivləşməni gücləndirir və ferrit-austenitik faza strukturunu və Ce modifikasiyasının məqsədini tarazlaşdırır. Sinxrotron şüalanmasının enerjisini tənzimləməklə, RAS səthdən Cr (kənar L2.3), Fe (kənar L2.3), Ni (kənar L2.3) və Ce (kənar M4.5) əsas xüsusiyyətləri ilə örtülmüşdür. İsti formalaşdırma və soyuq yayma Ce-2507 SDSS. Müvafiq məlumatların təhlili dərc olunmuş məlumatlarla enerji kalibrlənməsini (məsələn, Fe L2 üzərində XAS 40, 41, 3 kənar) birləşdirməklə aparılmışdır.
Şəkil 2-də Cr və Fe L2,3-ün isti işlənmiş (Şəkil 2a) və soyuq yayılmış (Şəkil 2d) Ce-2507 SDSS və müvafiq XAS kənarlarının ayrı-ayrılıqda işarələnmiş yerlərdə X-PEEM təsvirləri göstərilir. XAS-ın L2,3 kənarı, elektron fotohəyəcanından sonra 2p3/2 (L3 kənarı) və 2p1/2 (L2 kənarı) spin-orbit bölünmə səviyyələrində boş 3d vəziyyətlərini araşdırır. Cr-in valentlik vəziyyəti haqqında məlumat Şəkil 2b, e-də L2,3 kənarındakı XAS-dan əldə edilmişdir. Hakimlərlə müqayisə. 42,43 göstərdi ki, L3 kənarının yaxınlığında Cr2O3 ionuna uyğun olan oktaedrik Cr3+ əks etdirən A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) və D (582.2 eV) adlı dörd pik müşahidə olunur. Təcrübə spektrləri, 2.0 eV44 kristal sahəsi istifadə edərək Cr L2.3 interfeysindəki kristal sahəsinin çoxsaylı hesablamalarından əldə edilən b və e panellərində göstərilən nəzəri hesablamalarla uyğun gəlir. İsti işlənmiş və soyuq yayılmış SDSS-in hər iki səthi nisbətən vahid Cr2O3 təbəqəsi ilə örtülmüşdür.
a Cr L2.3 kənarına və c Fe L2.3 kənarına uyğun olaraq termal deformasiyaya uğramış SDSS-in X-PEEM istilik təsviri, e Cr L2.3 kənarına və f Fe L2.3 kənar tərəfinə uyğun olaraq d Soyuq yayılmış SDSS-in X-PEEM istilik təsviri (f). XAS spektrləri istilik təsvirlərində (a, d) qeyd olunmuş müxtəlif fəza mövqelərində çəkilir, (b) və (e)-dəki narıncı nöqtəli xətlər 2.0 eV kristal sahə dəyəri ilə Cr3+-ün simulyasiya edilmiş XAS spektrlərini təmsil edir. X-PEEM təsvirləri üçün, təsvirin oxunaqlılığını artırmaq üçün istilik palitrasından istifadə edin, burada mavidən qırmızıya qədər rənglər rentgen şüalanmasının udma intensivliyi ilə (aşağıdan yuxarıya) mütənasibdir.
Bu metal elementlərin kimyəvi mühitindən asılı olmayaraq, hər iki nümunə üçün Ni və Ce lehimləmə elementlərinin əlavələrinin kimyəvi vəziyyəti dəyişməz qalmışdır. Əlavə rəsm. Şəkil 5-9-da isti işlənmiş və soyuq yayılmış nümunələrin səthində müxtəlif mövqelərdə Ni və Ce üçün X-PEEM şəkilləri və müvafiq XAS spektrləri göstərilir. Ni XAS isti işlənmiş və soyuq yayılmış nümunələrin bütün ölçülmüş səthi üzərində Ni2+ oksidləşmə dərəcələrini göstərir (Əlavə Müzakirə). Qeyd etmək lazımdır ki, isti işlənmiş nümunələrdə Ce-nin XAS siqnalı müşahidə edilməmişdir, soyuq yayılmış nümunələrdə isə Ce3+ spektri müşahidə edilmişdir. Soyuq yayılmış nümunələrdə Ce ləkələrinin müşahidəsi göstərdi ki, Ce əsasən çöküntü şəklində görünür.
Termik deformasiyaya uğramış SDSS-də Fe L2,3 kənarında XAS-da heç bir lokal struktur dəyişikliyi müşahidə edilməmişdir (Şəkil 2c). Lakin, Şəkil 2f-də göstərildiyi kimi, Fe matrisi soyuq yayılmış SDSS-in təsadüfi seçilmiş yeddi nöqtəsində kimyəvi vəziyyətini mikroregional olaraq dəyişir. Bundan əlavə, Şəkil 2f-də seçilmiş yerlərdə Fe vəziyyətindəki dəyişikliklər haqqında dəqiq bir fikir əldə etmək üçün daha kiçik dairəvi bölgələrin seçildiyi lokal səth tədqiqatları aparılmışdır (Şəkil 3 və Əlavə Şəkil 10). α-Fe2O3 sistemlərinin və Fe2+ oktaedrik oksidlərinin Fe L2,3 kənarının XAS spektrləri 1.0 (Fe2+) və 1.0 (Fe3+)44 kristal sahələrindən istifadə edərək çoxsaylı kristal sahə hesablamaları ilə modelləşdirilmişdir. Qeyd edirik ki, α-Fe2O3 və γ-Fe2O3 fərqli lokal simmetriyalara malikdir45,46, Fe3O4 həm Fe2+, həm də Fe3+,47 kombinasiyasına malikdir və formal olaraq iki valentli Fe2+ oksidi (3d6) kimi FeO45-ə malikdir. Qeyd edirik ki, α-Fe2O3 və γ-Fe2O3 fərqli lokal simmetriyalara malikdir45,46, Fe3O4 həm Fe2+, həm də Fe3+,47-nin kombinasiyasına malikdir və formal olaraq iki valentli Fe2+ oksidi (3d6) kimi FeO45-dir.Qeyd edək ki, α-Fe2O3 və γ-Fe2O3 fərqli lokal simmetriyalara malikdir45,46, Fe3O4 həm Fe2+, həm də Fe3+,47 və FeO45-i formal olaraq iki valentli Fe2+ oksidi (3d6) şəklində birləşdirir.Qeyd edək ki, α-Fe2O3 və γ-Fe2O3 fərqli lokal simmetriyalara malikdir45,46, Fe3O4 Fe2+ və Fe3+,47 kombinasiyasına malikdir və FeO45 formal ikivalentli Fe2+ oksidi (3d6) kimi çıxış edir. α-Fe2O3-dəki bütün Fe3+ ionları yalnız Oh mövqelərinə malikdir, γ-Fe2O3 isə adətən Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 şpineli ilə təmsil olunur və eg mövqelərində vakansiyalar var. Buna görə də, γ-Fe2O3-dəki Fe3+ ionları həm Td, həm də Oh mövqelərinə malikdir. Əvvəlki məqalədə qeyd edildiyi kimi45, ikisinin intensivlik nisbəti fərqli olsa da, onların intensivlik nisbəti eg/t2g ≈1-dir, bu halda müşahidə edilən intensivlik nisbəti eg/t2g təxminən 1-dir. Bu, mövcud vəziyyətdə yalnız Fe3+-un mövcud olma ehtimalını istisna edir. Həm Fe2+, həm də Fe3+ ilə Fe3O4 halını nəzərə alsaq, Fe üçün daha zəif (daha güclü) L3 kənarına malik olduğu bilinən ilk xüsusiyyət daha kiçik (daha böyük) boş t2g halını göstərir. Bu, Fe2+ (Fe3+) üçün də keçərlidir ki, bu da artımın ilk xüsusiyyətinin Fe2+47 tərkibində artım olduğunu göstərir. Bu nəticələr göstərir ki, kompozitlərin soyuq yayılmış səthində Fe2+ və γ-Fe2O3, α-Fe2O3 və/və ya Fe3O4-ün birgə mövcudluğu üstünlük təşkil edir.
Şəkil 2d-də seçilmiş 2 və E bölgələrində müxtəlif fəza mövqelərində Fe L2,3 kənarını kəsən XAS spektrlərinin (a, c) və (b, d) böyüdülmüş fotoelektron termal görüntüləmə şəkilləri.
Əldə edilən eksperimental məlumatlar (Şəkil 4a və Əlavə Şəkil 11) qrafik şəklində göstərilib və təmiz birləşmələr 40, 41, 48 üçün məlumatlarla müqayisə edilib. Təcrübə yolu ilə müşahidə edilən üç fərqli Fe L-kənar XAS spektri növü (XAS-1, XAS-2 və XAS-3: Şəkil 4a). Xüsusilə, Şəkil 3b-də 2-a spektri (XAS-1 kimi işarələnmiş) və ardınca 2-b spektri (XAS-2 ilə işarələnmiş) bütün aşkarlama sahəsi üzərində müşahidə edilib, şəkil 3d-də müşahidə edilən E-3 kimi spektrlər (XAS-3 ilə işarələnmiş) isə müəyyən yerlərdə müşahidə edilib. Bir qayda olaraq, tədqiq olunan nümunədə mövcud valentlik hallarını müəyyən etmək üçün dörd parametrdən istifadə edilib: (1) L3 və L2 spektral xüsusiyyətləri, (2) L3 və L2 xüsusiyyətlərinin enerji mövqeləri, (3) L3-L2 enerji fərqi., (4) L2/L3 intensivlik nisbəti. Vizual müşahidələrə görə (Şəkil 4a), tədqiq olunan SDSS səthində hər üç Fe komponenti, yəni Fe0, Fe2+ və Fe3+ mövcuddur. Hesablanmış intensivlik nisbəti L2/L3 də hər üç komponentin mövcudluğunu göstərdi.
Müşahidə edilən üç fərqli eksperimental məlumatla Fe-nin simulyasiya edilmiş XAS spektrləri (XAS-1, XAS-2 və XAS-3 bərk xətləri Şəkil 2 və 3-də 2-a, 2-b və E-3-ə uyğundur) Müqayisə, müvafiq olaraq 1,0 eV və 1,5 eV kristal sahə dəyərlərinə malik Fe2+, Fe3+ oktaedrləri, bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) və müvafiq optimallaşdırılmış LCF məlumatları (bərk qara xətt) ilə ölçülən eksperimental məlumatlar, həmçinin Fe3O4 (Fe-nin qarışıq halı) və Fe2O3 (təmiz Fe3+) standartları ilə XAS-3 spektrləri şəklində.
Dəmir oksid tərkibini ölçmək üçün üç standart 40, 41, 48-in xətti kombinasiya uyğunluğu (LCF) istifadə edilmişdir. Şəkil 4b-d-də göstərildiyi kimi, ən yüksək kontrastı göstərən üç seçilmiş Fe L-kənar XAS spektri, yəni XAS-1, XAS-2 və XAS-3 üçün LCF tətbiq edilmişdir. LCF armaturları üçün bütün məlumatlarda kiçik bir çıxıntı müşahidə etdiyimiz və həmçinin metal dəmirin poladın əsas komponenti olması səbəbindən bütün hallarda 10% Fe0 nəzərə alınmışdır. Həqiqətən də, Fe (~6 nm)49 üçün X-PEEM-in sınaq dərinliyi təxmin edilən oksidləşmə təbəqəsinin qalınlığından (bir qədər > 4 nm) daha böyükdür və bu da passivasiya təbəqəsinin altındakı dəmir matrisindən (Fe0) siqnalın aşkarlanmasına imkan verir. Həqiqətən də, Fe (~6 nm)49 üçün X-PEEM-in sınaq dərinliyi təxmin edilən oksidləşmə təbəqəsinin qalınlığından (bir qədər > 4 nm) daha böyükdür və bu da passivasiya təbəqəsinin altındakı dəmir matrisindən (Fe0) siqnalın aşkarlanmasına imkan verir. X-PEEM üçün Fe (~ 6 нм) 49 m-dən çox deyil, 4 nm genişlikdə (nemnoq > 4 nm) genişlənmiş X-PEEM klapanları var. Həqiqətən də, Fe (~6 nm)49 üçün X-PEEM zond dərinliyi oksidləşmə təbəqəsinin ehtimal olunan qalınlığından (bir qədər >4 nm) daha böyükdür ki, bu da passivasiya təbəqəsi altında dəmir matrisindən (Fe0) gələn siqnalı aşkar etməyə imkan verir.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 略！ 厚度 略 略！> 49 的 检测来自 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 信巿 （fe0） 的。信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM bolьshe, chem predpolagaemaya tam oksidnogo slaya (nemnoq > 4 nm), bu posvolyaet obnarujivate siqnal haqqında jeleznoy matritsy (Fe0) yoxdur. Əslində, X-PEEM ilə Fe (~6 nm) 49-un aşkarlanma dərinliyi oksid təbəqəsinin gözlənilən qalınlığından (bir qədər > 4 nm) daha böyükdür ki, bu da passivasiya təbəqəsinin altındakı dəmir matrisindən (Fe0) gələn siqnalın aşkarlanmasına imkan verir. .Müşahidə olunan eksperimental məlumatlar üçün ən yaxşı həlli tapmaq üçün Fe2+ və Fe3+-ün müxtəlif kombinasiyaları aparılmışdır. Şəkil 4b-də Fe2+ və Fe3+ kombinasiyası üçün XAS-1 spektri göstərilir, burada Fe2+ və Fe3+ nisbətləri təxminən 45% oxşar idi ki, bu da Fe-nin qarışıq oksidləşmə dərəcələrini göstərir. XAS-2 spektri üçün isə Fe2+ və Fe3+-ün faiz nisbəti müvafiq olaraq ~30% və 60% olur. Fe2+ Fe3+-dən azdır. Fe2+-ın Fe3-ə nisbəti, 1:2-yə bərabər olması, Fe3O4-ün Fe ionları arasında eyni nisbətdə əmələ gələ biləcəyi deməkdir. Bundan əlavə, XAS-3 spektri üçün Fe2+ və Fe3+-ün faiz nisbəti ~10% və 80% olur ki, bu da Fe2+-ın Fe3+-ə daha yüksək çevrilməsini göstərir. Yuxarıda qeyd edildiyi kimi, Fe3+ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 və ya Fe3O4-dən əmələ gələ bilər. Fe3+-un ən çox ehtimal olunan mənbəyini anlamaq üçün Şəkil 4e-də XAS-3 spektri fərqli Fe3+ standartları ilə qrafik şəklində göstərilmişdir ki, bu da B pikini nəzərə alarkən hər iki standartla oxşarlıq göstərir. Lakin, çiyin piklərinin intensivliyi (A: Fe2+-dən) və B/A intensivlik nisbəti XAS-3 spektrinin yaxın olduğunu, lakin γ-Fe2O3 spektri ilə üst-üstə düşmədiyini göstərir. Toplu γ-Fe2O3 ilə müqayisədə A SDSS-in Fe 2p XAS pikinin intensivliyi bir qədər yüksəkdir (Şəkil 4e), bu da Fe2+-un daha yüksək intensivliyini göstərir. XAS-3 spektri γ-Fe2O3 spektrinə bənzər olsa da, Fe3+-un Oh və Td mövqelərində mövcud olduğu halda, yalnız L2,3 kənarı boyunca fərqli valentlik vəziyyətlərinin və koordinasiyanın müəyyən edilməsi və ya L2/L3 intensivlik nisbəti davam edən tədqiqatların mövzusu olaraq qalır. son spektrə təsir edən müxtəlif amillərin mürəkkəbliyinə görə müzakirə mövzusu olaraq qalır41.
Yuxarıda təsvir edilən seçilmiş maraq bölgələrinin kimyəvi vəziyyətindəki spektral fərqlərə əlavə olaraq, əsas elementlərin Cr və Fe-nin qlobal kimyəvi heterojenliyi də nümunə səthində əldə edilən bütün XAS spektrlərini K-orta klasterləşdirmə metodundan istifadə edərək təsnif etməklə qiymətləndirilmişdir. Cr L kənar profilləri Şəkil 5-də göstərilən isti işlənmiş və soyuq yayılmış nümunələrdə fəza baxımından paylanmış iki optimal klaster əmələ gətirir. XAS Cr spektrlərinin iki sentroidi müqayisə edilə biləcəyi üçün heç bir yerli struktur dəyişikliyinin oxşar kimi qəbul edilmədiyi aydındır. İki klasterin bu spektral formaları Cr2O342-yə uyğun olanlarla demək olar ki, eynidir, bu da Cr2O3 təbəqələrinin SDSS-də nisbətən bərabər məsafədə yerləşdiyi deməkdir.
Cr L K-kənar bölgə klasterləri deməkdir, b isə müvafiq XAS mərkəz nöqtələridir. Soyuq yayılmış SDSS-in K-orta X-PEEM müqayisəsinin nəticələri: c Cr K-orta L2.3 kənar bölgəsi, K-orta klasterləri və d müvafiq XAS mərkəz nöqtələri deməkdir.
Daha mürəkkəb FeL kənar xəritələrini göstərmək üçün isti işlənmiş və soyuq yayılmış nümunələr üçün müvafiq olaraq dörd və beş optimallaşdırılmış klaster və onlarla əlaqəli sentroidlər (spektral profillər) istifadə edilmişdir. Buna görə də, Fe2+ və Fe3+-ün faizi (%) Şəkil 4-də göstərilən LCF-ni uyğunlaşdırmaqla əldə edilə bilər. Səth oksid təbəqəsinin mikrokimyəvi qeyri-bərabərliyini aşkar etmək üçün Fe0 funksiyası kimi Epseudo psevdoelektrod potensialından istifadə edilmişdir. Epseudo təxminən qarışdırma qaydası ilə qiymətləndirilir,
burada \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) müvafiq olaraq \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0.440 və 0.036 V-a bərabərdir. Daha aşağı potensiala malik bölgələrdə Fe3+ birləşməsinin tərkibi daha yüksəkdir. Termik deformasiyaya uğramış nümunələrdə potensial paylanması təxminən 0.119 V maksimum dəyişikliklə laylı xarakter daşıyır (Şəkil 6a, b). Bu potensial paylanması səth topoqrafiyası ilə sıx bağlıdır (Şəkil 6a). Əsas laminar daxili hissədə başqa mövqedən asılı dəyişikliklər müşahidə edilməmişdir (Şəkil 6b). Əksinə, soyuq yayılmış SDSS-də fərqli Fe2+ və Fe3+ tərkibli fərqli oksidlərin birləşməsi üçün psevdopotensialın qeyri-bərabər təbiətini müşahidə etmək olar (Şəkil 6c, d). Fe3+ oksidləri və/və ya (oksi)hidroksidlər poladda pasın əsas tərkib hissələridir və oksigen və suya keçiricidir50. Bu halda, Fe3+ ilə zəngin olan adalar lokal olaraq paylanmış hesab olunur və korroziyaya uğramış sahələr hesab edilə bilər. Eyni zamanda, potensialın mütləq dəyəri deyil, potensial sahəsindəki qradiyent aktiv korroziya sahələrinin lokalizasiyası üçün göstərici kimi istifadə edilə bilər. Soyuq yayılmış SDSS-in səthində Fe2+ və Fe3+-ün bu qeyri-bərabər paylanması yerli kimyanı dəyişdirə və oksid təbəqəsinin parçalanması və korroziya reaksiyaları zamanı daha praktik aktiv səth sahəsi təmin edə bilər, bu da altındakı metal matrisinin korroziyaya uğramağa davam etməsinə imkan verir və nəticədə daxili heterojenlik yaranır. xassələri və passivləşdirici təbəqənin qoruyucu xüsusiyyətləri azalır.
K-deməkdir, soyuq yayılmış SDSS-in isti deformasiya olunmuş X-PEEM ac və df-nin Fe L2.3 kənar bölgəsində klasterlər və müvafiq XAS mərkəz nöqtələri. a, d X-PEEM təsvirləri üzərində örtülmüş K-deməkdir, klaster qrafikləri. Hesablanmış psevdoelektrod potensialı (Epseudo) K-deməkdir, klaster qrafiki ilə birlikdə qeyd olunur. Şəkil 2-dəki rəng kimi, X-PEEM təsvirinin parlaqlığı rentgen şüalanmasının udma intensivliyi ilə mütənasibdir.
Nisbətən vahid Cr, lakin Fe-nin fərqli kimyəvi vəziyyəti isti işlənmiş və soyuq yayılmış Ce-2507-də ​​fərqli oksid təbəqə zədələnməsinə və korroziya nümunələrinə səbəb olur. Soyuq yayılmış Ce-2507-nin bu xüsusiyyəti yaxşı öyrənilmişdir. Bu demək olar ki, neytral işdə ətraf mühit havasında Fe oksidlərinin və hidroksidlərinin əmələ gəlməsinə gəldikdə, reaksiyalar aşağıdakı kimidir:
Yuxarıdakı reaksiyalar X-PEEM analizinə əsaslanan aşağıdakı ssenarilərdə baş verir. Fe0-a uyğun kiçik bir çiyin altındakı metal dəmir ilə əlaqələndirilir. Metal Fe-nin ətraf mühitlə reaksiyası Fe(OH)2 təbəqəsinin əmələ gəlməsinə səbəb olur (tənlik (5)), bu da Fe L-kənarı XAS-da Fe2+ siqnalını gücləndirir. Havaya uzun müddət məruz qalma Fe(OH)252,53-dən sonra Fe3O4 və/və ya Fe2O3 oksidlərinin əmələ gəlməsinə səbəb ola bilər. Fe3O4 vahid və yapışqan bir quruluşa üstünlük verən Cr3+ ilə zəngin qoruyucu təbəqədə Fe-nin iki sabit forması, Fe3O4 və Fe2O3 də əmələ gələ bilər. Hər ikisinin olması qarışıq oksidləşmə dərəcələrinə (XAS-1 spektri) səbəb olur. XAS-2 spektri əsasən Fe3O4-ə uyğundur. XAS-3 spektrlərinin bir neçə yerdə müşahidə edilməsi γ-Fe2O3-ə tam çevrilməni göstərsə də. Açılmamış rentgen şüalarının nüfuzetmə dərinliyi təxminən 50 nm olduğundan, aşağı təbəqədən gələn siqnal A zirvəsinin daha yüksək intensivliyinə səbəb olur.
XPA spektri göstərir ki, oksid təbəqəsindəki Fe komponenti Cr oksid təbəqəsi ilə birləşmiş laylı bir quruluşa malikdir. Bu işdə Cr2O3 təbəqəsinin vahid olmasına baxmayaraq, korroziya zamanı Cr2O3-ün yerli qeyri-bərabərliyinə görə passivləşmə əlamətlərinin əksinə olaraq, bu halda, xüsusən də soyuq yayılmış nümunələr üçün aşağı korroziya müqaviməti müşahidə olunur. Müşahidə edilən davranış, korroziya performansına təsir edən yuxarı təbəqədəki (Fe) kimyəvi oksidləşmə vəziyyətinin heterojenliyi kimi başa düşülə bilər. Üst təbəqənin (dəmir oksidi) və aşağı təbəqənin (xrom oksidi) eyni stexiometriyası səbəbindən52,53 aralarındakı daha yaxşı qarşılıqlı təsir (yapışma) qəfəsdə metal və ya oksigen ionlarının yavaş daşınmasına gətirib çıxarır ki, bu da öz növbəsində korroziya müqavimətinin artmasına səbəb olur. Buna görə də, davamlı stexiometrik nisbət, yəni Fe-nin bir oksidləşmə vəziyyəti, qəfil stexiometrik dəyişikliklərdən daha üstündür. İstiliklə deformasiya olunmuş SDSS daha vahid səthə, daha sıx qoruyucu təbəqəyə və daha yaxşı korroziya müqavimətinə malikdir. Soyuq yayılmış SDSS üçün isə qoruyucu təbəqənin altında Fe3+ ilə zəngin adacıqların olması səthin bütövlüyünü pozur və yaxınlıqdakı substratla qalvanik korroziyaya səbəb olur ki, bu da Rp-nin kəskin şəkildə aşağı düşməsinə səbəb olur (Cədvəl 1). EIS spektri və onun korroziyaya davamlılığı azalır. Göründüyü kimi, plastik deformasiya səbəbindən Fe3+ ilə zəngin adacıqların lokal paylanması əsasən korroziyaya davamlılığa təsir göstərir ki, bu da bu işdə irəliləyişdir. Beləliklə, bu tədqiqat plastik deformasiya metodu ilə öyrənilən SDSS nümunələrinin korroziyaya davamlılığının azalmasının spektroskopik mikroskopik təsvirlərini təqdim edir.
Bundan əlavə, iki fazalı poladlarda nadir torpaq ərintiləri daha yaxşı performans göstərsə də, spektroskopik mikroskopiyaya görə korroziya davranışı baxımından bu əlavə elementin fərdi polad matrisi ilə qarşılıqlı təsiri hələ də qeyri-müəyyəndir. Ce siqnallarının görünüşü (XAS M-kənarları vasitəsilə) soyuq yayma zamanı yalnız bir neçə yerdə görünür, lakin SDSS-in isti deformasiyası zamanı yox olur və bu da homogen ərintilər əvəzinə polad matrisində Ce-nin lokal çökməsini göstərir. SDSS6,7-nin mexaniki xüsusiyyətlərini əhəmiyyətli dərəcədə yaxşılaşdırmasa da, nadir torpaq elementlərinin olması daxilolmaların ölçüsünü azaldır və ilkin bölgədə çuxur əmələ gəlməsini maneə törətdiyi düşünülür54.
Nəticə olaraq, bu iş, nanosmal komponentlərin kimyəvi tərkibini ölçməklə, seriumla modifikasiya edilmiş 2507 SDSS-in korroziyasına səth heterojenliyinin təsirini açıqlayır. Paslanmayan poladın niyə qoruyucu oksid təbəqəsi altında belə korroziyaya uğradığı sualına onun mikrostrukturunu, səth kimyasını və K-orta klasterləşdirməsindən istifadə edərək siqnal emalını ölçməklə cavab veririk. Müəyyən edilmişdir ki, Fe3+ ilə zəngin adalar, o cümlədən qarışıq Fe2+/Fe3+-in bütün xüsusiyyəti boyunca oktaedr və tetraedr koordinasiyası, soyuq yayılmış oksid təbəqəsi SDSS-in zədələnməsi və korroziyasının mənbəyidir. Fe3+-un üstünlük təşkil etdiyi nanoadalar, kifayət qədər stexiometrik Cr2O3 passivləşdirici təbəqənin olması halında belə, zəif korroziyaya davamlılığa səbəb olur. Nanoosmal kimyəvi heterojenliyin korroziyaya təsirini müəyyən etməkdə metodoloji irəliləyişlərə əlavə olaraq, davam edən işlərin polad istehsalı zamanı paslanmayan poladların korroziyaya davamlılığını artırmaq üçün mühəndislik proseslərinə ilham verəcəyi gözlənilir.
Bu tədqiqatda istifadə edilən Ce-2507 SDSS külçəsini hazırlamaq üçün təmiz dəmir boru ilə möhürlənmiş Fe-Ce əsas ərintisini əhatə edən qarışıq tərkib əridilmiş polad istehsal etmək üçün 150 kq orta tezlikli induksiya sobasında əridilib və qəlibə tökülüb. Ölçülmüş kimyəvi tərkiblər (çəki%) Əlavə Cədvəl 2-də verilmişdir. Külələr əvvəlcə bloklara isti şəkildə döyülür. Sonra bərk məhlul halında polad əldə etmək üçün 1050°C-də 60 dəqiqə tavlanır və sonra otaq temperaturuna qədər suda söndürülür. Tədqiq olunan nümunələr fazaları, dənə ölçüsünü və morfologiyasını öyrənmək üçün TEM və DOE istifadə edərək ətraflı öyrənilib. Nümunələr və istehsal prosesi haqqında daha ətraflı məlumatı digər mənbələrdə tapa bilərsiniz6,7.
İsti sıxılma üçün silindrik nümunələr (φ10 mm×15 mm) silindr oxunun blokun deformasiya istiqamətinə paralel olması üçün emal edilmişdir. Yüksək temperaturlu sıxılma Gleeble-3800 istilik simulyatorundan istifadə edərək 1000-1150°C aralığında müxtəlif temperaturlarda 0,01-10 s-1 aralığında sabit gərginlik sürətində aparılmışdır. Deformasiyadan əvvəl, temperatur qradiyentini aradan qaldırmaq üçün nümunələr seçilmiş temperaturda 2 dəqiqə ərzində 10 °C s-1 sürətində qızdırılmışdır. Temperatur vahidliyinə nail olduqdan sonra nümunə 0,7 həqiqi gərginlik dəyərinə qədər deformasiya edilmişdir. Deformasiyadan sonra deformasiya olunmuş strukturu qorumaq üçün nümunələr dərhal su ilə söndürülmüşdür. Sərtləşmiş nümunə daha sonra sıxılma istiqamətinə paralel olaraq kəsilir. Bu xüsusi tədqiqat üçün müşahidə olunan mikrosərtlik digər nümunələrdən daha yüksək olduğu üçün 1050°C, 10 s-1 isti gərginlik şəraitinə malik bir nümunə seçdik7.
Ce-2507 bərk məhlulunun kütləvi (80 × 10 × 17 mm3) nümunələri, bütün digər deformasiya səviyyələri arasında ən yaxşı mexaniki xüsusiyyətlərə malik LG-300 üç fazalı asinxron iki diyircəkli dəyirmanda istifadə edilmişdir6. Hər bir yol üçün deformasiya sürəti və qalınlığın azalması müvafiq olaraq 0,2 m·s-1 və 5% təşkil edir.
Soyuq yaymadan sonra qalınlığın 90% azalmasına (1.0 ekvivalent həqiqi gərginlik) və 1050°C-də 10 s-1 isti presləmədən sonra 0.7 həqiqi gərginliyə qədər SDSS elektrokimyəvi ölçmələri üçün Autolab PGSTAT128N elektrokimyəvi iş stansiyasından istifadə edilmişdir. İş stansiyasında istinad elektrodu kimi doymuş kalomel elektrodu, qrafit əks elektrodu və işçi elektrod kimi SDSS nümunəsi olan üç elektrodlu element var. Nümunələr diametri 11.3 mm olan silindrlərə kəsilmiş, yanlarına mis məftillər lehimlənmişdir. Daha sonra nümunələr epoksi ilə bərkidilmiş, işçi elektrod kimi 1 sm2 işçi açıq sahə (silindrik nümunənin alt tərəfi) qalmışdır. Epoksidin bərkiməsi və sonrakı zımparalama və cilalama zamanı çatlamamaq üçün diqqətli olun. İşçi səthlər 1 μm hissəcik ölçüsü olan almaz cilalama asqısı ilə cilalanmış və cilalanmışdır, distillə edilmiş su və etanol ilə yuyulmuş və soyuq havada qurudulmuşdur. Elektrokimyəvi ölçmələrdən əvvəl, cilalanmış nümunələr təbii oksid təbəqəsi əmələ gətirmək üçün bir neçə gün havaya məruz qaldı. ASTM tövsiyələrinə uyğun olaraq HCl ilə pH = 1.0 ± 0.01-ə qədər sabitləşdirilmiş FeCl3 sulu məhlulu (6.0 çəki%) paslanmayan poladın55 korroziyasını sürətləndirmək üçün istifadə olunur, çünki güclü oksidləşmə qabiliyyətinə və aşağı pH ekoloji standartları G48 və A923 olan xlorid ionlarının iştirakı ilə korroziyaya uğrayır. Hər hansı bir ölçmə aparmazdan əvvəl nümunəni demək olar ki, sabit vəziyyətə çatmaq üçün sınaq məhluluna 1 saat batırın. Bərk məhlul, isti formalı və soyuq yayılmış nümunələr üçün impedans ölçmələri müvafiq olaraq 0.39, 0.33 və 0.25 V açıq dövrə potensiallarında (OPC), 1 105-dən 0.1 Hz-ə qədər tezlik diapazonunda, 5 mV amplituda ilə aparıldı. Məlumatların təkrarlanmasını təmin etmək üçün bütün kimyəvi sınaqlar eyni şərtlər altında ən azı 3 dəfə təkrarlandı.
HE-SXRD ölçmələri üçün, Kanadanın CLS şəhərində Brockhouse yüksək enerjili viggler cihazının şüa faza tərkibini ölçmək üçün 1 × 1 × 1,5 mm3 ölçülü düzbucaqlı dupleks polad bloklar ölçülmüşdür56. Məlumatların toplanması otaq temperaturunda Debye-Scherrer həndəsəsində və ya ötürmə həndəsəsində aparılmışdır. LaB6 kalibratoru ilə kalibrlənmiş rentgen dalğa uzunluğu 0,212561 Å-dir ki, bu da 58 keV-ə uyğundur ki, bu da laboratoriya rentgen mənbəyi kimi istifadə olunan Cu Kα (8 keV)-dən xeyli yüksəkdir. Nümunə detektordan 740 mm məsafədə yerləşirdi. Hər nümunənin aşkarlama həcmi 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3-dür ki, bu da şüa ölçüsü və nümunə qalınlığı ilə müəyyən edilir. Bütün məlumatlar Perkin Elmer sahə detektoru, düz panelli rentgen detektoru, 200 µm piksel, 40 × 40 sm2, 0,3 s ekspozisiya müddəti və 120 kadr istifadə edilərək toplanmışdır.
Seçilmiş iki model sisteminin X-PEEM ölçmələri MAX IV laboratoriyasındakı (Lund, İsveç) Beamline MAXPEEM PEEM son stansiyasında aparılmışdır. Nümunələr elektrokimyəvi ölçmələr üçün olduğu kimi hazırlanmışdır. Hazırlanmış nümunələr bir neçə gün havada saxlanılmış və sinxrotron fotonlarla şüalandırılmazdan əvvəl ultra yüksək vakuum kamerasında qazsızlaşdırılmışdır. Şüa xəttinin enerji dəqiqliyi, foton enerjisinin E3/2, 57-dən asılılığı ilə N2-də hv = 401 eV yaxınlığında N1 s-dən 1(\pi _g^ \ast\)-ə qədər həyəcanlanma bölgəsində ion çıxım spektrini ölçməklə əldə edilmişdir. Təxmini spektrlər ölçülmüş enerji diapazonunda təxminən 0,3 eV ΔE (spektral xəttin eni) vermişdir. Buna görə də, Fe 2p L2,3 kənarı, Cr 2p L2,3 kənarı, Ni 2p L2,3 kənarı və Ce M4,5 kənarı üçün Si 1200-xətti mm−1 qəfəsli modifikasiya edilmiş SX-700 monoxromatorundan istifadə etməklə şüa xətti enerji qətnaməsinin E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 və axın ≈1012 ph/s olduğu təxmin edilmişdir. Buna görə də, Fe 2p L2.3 kənarı, Cr 2p L2.3 kənarı, Ni 2p L2.3 kənarı və Ce M4.5 kənarı üçün Si 1200-xətti mm−1 qəfəsli modifikasiya edilmiş SX-700 monoxromatorundan istifadə etməklə şüa xətti enerji qətnaməsinin E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 və axın ≈1012 ph/s olduğu təxmin edilmişdir. Takim obrazom, energeticheskoe разрешение kanala puchka bylo oceneno kak E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 və поток ≈1012 f/s üçün istifadə olunan modifikasiya edilmiş monoxromatora SX-701 dm Fetrixov2 reshetka/ L2,3, kromka Cr 2p L2,3, kromka Ni 2p L2,3 və kromka Ce M4,5. Beləliklə, şüa kanalının enerji ayırdetmə qabiliyyəti, Fe kənarı 2p L2,3, Cr kənarı 2p L2.3, Ni kənarı 2p L2.3 və Ce kənarı M4.5 üçün 1200 xətt/mm Si qəfəsli modifikasiya olunmuş SX-700 monoxromatorundan istifadə etməklə E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 və axın ≈1012 f/s olaraq qiymətləndirilmişdir.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，光束线能量分辨率估计为E/ΔE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、Ni 2p L2,3,4C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 ，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2.3 边缘、2C 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 ləngləri.Beləliklə, 1200 xətli Si qəfəsli modifikasiya olunmuş SX-700 monoxromatorundan istifadə edərkən. 3, Cr kənarı 2p L2.3, Ni kənarı 2p L2.3 və Ce kənarı M4.5.Foton enerjisini 0,2 eV addımlarla skan edin. Hər enerjidə PEEM görüntüləri, 20 µm baxış sahəsində 1024 × 1024 piksel qətnamə təmin edən 2 x 2 qutulu TVIPS F-216 lifli birləşdirilmiş CMOS detektoru istifadə edilərək qeydə alınıb. Təsvirlərin ekspozisiya müddəti 0,2 saniyə, orta hesabla 16 kadr təşkil edib. Fotoelektron görüntü enerjisi maksimum ikinci dərəcəli elektron siqnalını təmin edəcək şəkildə seçilib. Bütün ölçmələr xətti polyarlaşdırılmış foton şüası istifadə edərək normal tezlikdə aparılıb. Ölçmələr haqqında daha çox məlumatı əvvəlki bir tədqiqatda tapa bilərsiniz. Ümumi elektron çıxışı (TEY) aşkarlama rejimini və onun X-PEEM49-da tətbiqini öyrəndikdən sonra, bu metodun sınaq dərinliyinin Cr siqnalı üçün təxminən 4-5 nm və Fe üçün təxminən 6 nm olduğu təxmin edilir. Cr dərinliyi oksid təbəqəsinin qalınlığına (~4 nm)60,61 çox yaxındır, Fe dərinliyi isə qalınlıqdan daha böyükdür. Fe L kənarında toplanan XRD, matrisdən dəmir oksidlərinin XRD və Fe0 qarışığıdır. Birinci halda, yayılan elektronların intensivliyi TEY-yə töhfə verən bütün mümkün elektron növlərindən gəlir. Lakin, təmiz dəmir siqnalı elektronların oksid təbəqəsindən səthə keçməsi və analizator tərəfindən toplanması üçün daha yüksək kinetik enerji tələb edir. Bu halda, Fe0 siqnalı əsasən LVV Auger elektronları, eləcə də onlar tərəfindən yayılan ikinci dərəcəli elektronlar səbəbindən yaranır. Bundan əlavə, bu elektronların töhfə verdiyi TEY intensivliyi elektron qaçış yolu zamanı azalır və bu da dəmir XAS xəritəsindəki Fe0 spektral reaksiyasını daha da azaldır.
Məlumatların çıxarılması prosesinin məlumat kubuna (X-PEEM məlumatları) inteqrasiyası çoxölçülü yanaşmada müvafiq məlumatların (kimyəvi və ya fiziki xüsusiyyətlər) çıxarılmasında əsas addımdır. K-orta klasterləşdirmə maşın görmə, təsvir emalı, nəzarətsiz nümunə tanıma, süni intellekt və təsnifat təhlili daxil olmaqla bir neçə sahədə geniş istifadə olunur. Məsələn, K-orta klasterləşdirmə hiperspektral təsvir məlumatlarını klasterləşdirməkdə yaxşı nəticələr göstərmişdir. Prinsipcə, çoxfunksiyalı məlumatlar üçün K-orta alqoritmi onları atributları (foton enerjisi xüsusiyyətləri) haqqında məlumatlara əsasən asanlıqla qruplaşdıra bilər. K-orta klasterləşdirmə məlumatları K üst-üstə düşməyən qruplara (klasterlərə) bölmək üçün təkrarlanan bir alqoritmdir, burada hər piksel polad mikrostruktur tərkibindəki kimyəvi qeyri-bərabərliyin fəza paylanmasından asılı olaraq müəyyən bir klasterə aiddir. K-orta alqoritmi iki mərhələni əhatə edir: birinci mərhələdə K mərkəz nöqtələri hesablanır və ikinci mərhələdə hər nöqtəyə qonşu mərkəz nöqtələri olan bir klaster təyin edilir. Klasterin ağırlıq mərkəzi həmin klaster üçün məlumat nöqtələrinin (XAS spektri) arifmetik ortalaması kimi müəyyən edilir. Qonşu mərkəz nöqtələrini Evklid məsafəsi kimi təyin etmək üçün müxtəlif məsafələr mövcuddur. px,y giriş təsviri üçün (burada x və y piksellərlə qətnamədir), CK klasterin ağırlıq mərkəzidir; bu təsvir daha sonra K-means63 istifadə edərək K klasterlərinə seqmentləşdirilə (klasterləşdirilə) bilər. K-means klasterləşdirmə alqoritminin son addımları bunlardır:
Addım 2. Bütün piksellərin cari mərkəzə görə üzvlüyünü hesablayın. Məsələn, mərkəzlə hər piksel arasındakı Evklid məsafəsi d-dən hesablanır:
Addım 3 Hər pikseli ən yaxın mərkəz nöqtəsinə təyin edin. Sonra K mərkəz nöqtələrinin mövqelərini aşağıdakı kimi yenidən hesablayın:
Addım 4. Prosesi (tənliklər (7) və (8)) mərkəz nöqtələri birləşənə qədər təkrarlayın. Son klasterləşmə keyfiyyəti nəticələri ilkin mərkəz nöqtələrinin ən yaxşı seçimi ilə güclü şəkildə korrelyasiya olunur. Polad təsvirlərin PEEM məlumat strukturu üçün adətən X (x × y × λ) 3D massiv məlumatlarının kubudur, x və y oxları isə məkan məlumatlarını (piksel qətnaməsi) təmsil edir və λ oxu foton enerjisinin spektral şəklinə uyğun gəlir. K-orta alqoritmi, pikselləri (klasterləri və ya alt blokları) spektral xüsusiyyətlərinə görə ayırmaqla və hər bir analit üçün ən yaxşı mərkəz nöqtələrini (XAS spektral profilləri) çıxarmaqla X-PEEM məlumatlarında maraq doğuran bölgələri araşdırmaq üçün istifadə olunur. K-orta klasterləşmə alqoritmi, məkan paylanmasını, yerli spektral dəyişiklikləri, oksidləşmə davranışını və kimyəvi vəziyyətləri öyrənmək üçün istifadə olunur. Məsələn, K-orta klasterləşmə alqoritmi isti işlənmiş və soyuq yayılmış X-PEEM-də Fe L-kənar və Cr L-kənar bölgələri üçün istifadə edilmişdir. Optimal klasterləri və mərkəz nöqtələrini tapmaq üçün müxtəlif sayda K klasterləri (mikrostruktur bölgələri) sınaqdan keçirildi. Bu rəqəmlər göstərildikdə, piksellər müvafiq klaster mərkəz nöqtələrinə yenidən təyin olunur. Hər rəng paylanması kimyəvi və ya fiziki obyektlərin fəza düzülüşünü göstərən klasterin mərkəzinə uyğundur. Çıxarılan mərkəz nöqtələri təmiz spektrlərin xətti birləşmələridir.
Bu tədqiqatın nəticələrini dəstəkləyən məlumatlar müvafiq WC müəllifinin ağlabatan tələbi ilə əldə edilə bilər.
Sieurin, H. və Sandström, R. Qaynaqlanmış dupleks paslanmayan poladın sınıq davamlılığı. Sieurin, H. və Sandström, R. Qaynaqlanmış dupleks paslanmayan poladın sınıq davamlılığı. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. və Sandström, R. Qaynaqlanmış dupleks paslanmayan poladın sınıq davamlılığı. 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. və Sandström, R. Qaynaqlanmış dupleks paslanmayan poladların sınıq davamlılığı.Britaniya. Kəsrli hissə. xəz. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH və Van Der Merwe, J. Seçilmiş üzvi turşularda və üzvi turşu/xlorid mühitlərində dupleks paslanmayan poladların korroziyaya davamlılığı. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH və Van Der Merwe, J. Seçilmiş üzvi turşularda və üzvi turşu/xlorid mühitlərində dupleks paslanmayan poladların korroziyaya davamlılığı.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. və Van Der Merwe, J. Bəzi üzvi turşular və üzvi turşular/xloridlər olan mühitlərdə dupleks paslanmayan poladların korroziyaya davamlılığı. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环墀墀丸 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相paslanmayan polad在特定的organic酸和organic酸/xlorlu mühit的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. və Van Der Merwe, J. Üzvi turşuların və üzvi turşuların/xloridlərin seçilmiş mühitlərində dupleks paslanmayan poladların korroziyaya davamlılığı.qoruyucu. Materiallar Metodları 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. və b. Fe-Al-Mn-C dupleks ərintilərinin korroziya-oksidləşmə davranışı. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Şurygin, D., Dub, V., Kosırev, K. və Balikoev, A. Qaz və neft istehsalı avadanlıqları üçün yeni nəsil super dupleks poladlar. Levkov, L., Şurygin, D., Dub, V., Kosırev, K. və Balikoev, A. Qaz və neft istehsalı avadanlıqları üçün yeni nəsil super dupleks poladlar.Levkov L., Şurygin D., Dub V., Kosırev K., Balikoev A. Neft və qaz hasilatı avadanlıqları üçün yeni nəsil super dupleks poladlar.Levkov L., Şurygin D., Dub V., Kosırev K., Balikoev A. Qaz və neft hasilatı avadanlıqları üçün yeni nəsil super dupleks poladlar. Vebinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. və Uthaisangsuk, V. 2507 markalı dupleks paslanmayan poladın isti deformasiya davranışının tədqiqi. Metall. Kingklang, S. və Uthaisangsuk, V. 2507 markalı dupleks paslanmayan poladın isti deformasiya davranışının tədqiqi. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали marki 2507. Metall. Kingklang, S. və Uthaisangsuk, V. 2507 Tipli Dupleks Paslanmayan Poladın İsti Deformasiya Davranışının Tədqiqi. Metall. 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. və Utaisansuk, V. 2507 Tipli Dupleks Paslanmayan Poladın İsti Deformasiya Davranışının Tədqiqi. Metal.alma mater. trans. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. və b. Nəzarətli soyuq yaymanın seriumla modifikasiya olunmuş super dupleks SAF 2507 paslanmayan poladın mikrostrukturuna və mexaniki xüsusiyyətlərinə təsiri. Alma mater. Elm. Britaniya. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. və b. Seriumla modifikasiya olunmuş super dupleks SAF 2507 paslanmayan poladın istilik deformasiyası ilə induksiya olunan struktur və mexaniki xüsusiyyətlər. J. Alma mater. saxlama çəni. texnologiyası. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Nadir torpaq elementlərinin austenitik poladın yüksək temperaturlu oksidləşmə davranışına təsiri. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Nadir torpaq elementlərinin austenitik poladın yüksək temperaturlu oksidləşmə davranışına təsiri.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. və Zheng K. Nadir torpaq elementlərinin yüksək temperaturlu oksidləşmə şəraitində austenitik poladın davranışına təsiri. 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. və Zheng K. Nadir torpaq elementlərinin yüksək temperaturlu oksidləşmədə austenitik poladların davranışına təsiri.Koros. elm. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. və Sun, S. Ce-nin 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritik paslanmayan poladların mikrostrukturuna və xüsusiyyətlərinə təsiri. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. və Sun, S. Ce-nin 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritik paslanmayan poladların mikrostrukturuna və xüsusiyyətlərinə təsiri.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. və Sun S. Se-nin superferrit paslanmayan polad 27Cr-3,8Mo-2Ni-nin mikrostrukturuna və xüsusiyyətlərinə təsiri. 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组织和性能的彂层 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. və Sun, S. Ce-nin 27Cr-3.8Mo-2Ni super polad paslanmayan poladın mikrostrukturuna və xüsusiyyətlərinə təsiri. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostrukturları və superferritli nerjaveyuschey stali. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. və Sun, S. Ce-nin superferrit paslanmayan polad 27Cr-3,8Mo-2Ni-nin mikrostrukturuna və xüsusiyyətlərinə təsiri.Dəmir işarəsi. Steelmak 47, 67–76 (2020).