Дзякуй за наведванне сайта Nature.com. Вы карыстаецеся версіяй браўзера з абмежаванай падтрымкай CSS. Для найлепшага карыстання рэкамендуем выкарыстоўваць абноўлены браўзер (або адключыць рэжым сумяшчальнасці ў Internet Explorer). Акрамя таго, каб забяспечыць пастаянную падтрымку, мы паказваем сайт без стыляў і JavaScript.
Адлюстроўвае карусель з трох слайдаў адначасова. Выкарыстоўвайце кнопкі «Папярэдні» і «Наступны», каб перамяшчацца паміж трыма слайдамі адначасова, або выкарыстоўвайце кнопкі-паўзункі ў канцы, каб перамяшчацца паміж трыма слайдамі адначасова.
Шырока выкарыстоўваная нержавеючая сталь і яе каваныя версіі ўстойлівыя да карозіі ў навакольных умовах дзякуючы пасівацыйнаму пласту, які складаецца з аксіду хрому. Карозія і эрозія сталі звычайна звязаны з разбурэннем гэтых слаёў, але рэдка са з'яўленнем паверхневых неаднароднасцей, у залежнасці ад мікраскапічнага ўзроўню. У гэтай працы нанамаштабная хімічная неаднароднасць паверхні, выяўленая з дапамогай спектраскапічнай мікраскапіі і хемаметрычнага аналізу, нечакана дамінуе ў разбурэнні і карозіі халоднакатанай мадыфікаванай цэрыем супердуплекснай нержавеючай сталі 2507 (SDSS) падчас яе гарачай дэфармацыі. Нягледзячы на ​​тое, што рэнтгенаўская фотаэлектронная мікраскапія паказала адносна раўнамернае пакрыццё натуральнага пласта Cr2O3, эфектыўнасць пасівацыі халоднакатанай SDSS была нізкай з-за лакальнага размеркавання нанаастраўкоў, багатых Fe3+, на пласце аксіду Fe/Cr. Гэтыя веды на атамным узроўні даюць глыбокае разуменне карозіі нержавеючай сталі і, як чакаецца, дапамогуць у барацьбе з карозіяй падобных высокалегаваных металаў.
З моманту вынаходніцтва нержавеючай сталі антыкаразійныя ўласцівасці ферахрому прыпісваліся хрому, які ўтварае моцныя аксіды/аксігідраксіды і праяўляе пасівуючыя ўласцівасці ў большасці асяроддзяў. У параўнанні з традыцыйнымі (аўстэнітнымі і ферытнымі) нержавеючымі сталямі 1, 2, 3, супердуплексныя нержавеючыя сталі (SDSS) маюць лепшую каразійную стойкасць і выдатныя механічныя ўласцівасці. Павышаная механічная трываласць дазваляе ствараць больш лёгкія і кампактныя канструкцыі. Наадварот, эканамічная SDSS мае высокую ўстойлівасць да кропкавай і шчыліннай карозіі, што прыводзіць да больш працяглага тэрміну службы, тым самым пашыраючы яе прымяненне ў барацьбе з забруджваннем, хімічных кантэйнерах і афшорнай нафтагазавай прамысловасці4. Аднак вузкі дыяпазон тэмператур тэрмічнай апрацоўкі і дрэнная фармавальнасць перашкаджаюць іх шырокаму практычнаму прымяненню. Таму SDSS мадыфікуецца для паляпшэння вышэйзгаданых характарыстык. Напрыклад, мадыфікацыя Ce была ўведзена ў SDSS 2507 (Ce-2507) з высокім утрыманнем азоту6,7,8. Рэдказямельны элемент (Ce) у адпаведнай канцэнтрацыі 0,08 мас.% аказвае станоўчы ўплыў на механічныя ўласцівасці DSS, паколькі ён паляпшае драбненне зерня і трываласць межаў зерня. Таксама паляпшаюцца зносаўстойлівасць і каразійная ўстойлівасць, трываласць на расцяжэнне і мяжа цякучасці, а таксама апрацоўвальнасць у гарачым стане9. Вялікая колькасць азоту можа замяніць дарагі нікель, што робіць SDSS больш эканамічна эфектыўным10.
Нядаўна SDSS падвяргалі пластычнай дэфармацыі пры розных тэмпературах (крыягенных, халодных і гарачых) для дасягнення выдатных механічных уласцівасцей6,7,8. Аднак выдатная каразійная стойкасць SDSS з-за наяўнасці тонкай аксіднай плёнкі на паверхні залежыць ад многіх фактараў, такіх як уласцівая неаднароднасць з-за наяўнасці неаднародных фаз з рознымі межамі зерняў, непажаданыя выпадзенні і розная рэакцыя дэфармацый аўстэнітных і ферытных фаз7. Такім чынам, вывучэнне мікраскапічных даменных уласцівасцей такіх плёнак аж да ўзроўню электроннай структуры становіцца вырашальным для разумення карозіі SDSS і патрабуе складаных эксперыментальных метадаў. Да гэтага часу павярхоўна-адчувальныя метады, такія як электронная спектраскапія Ожэ11 і рэнтгенаўская фотаэлектронная спектраскапія12,13,14,15 і цвёрдая рэнтгенаўская фотаэмісійная мікраскапія (HAX-PEEM)16, звычайна не змаглі выявіць хімічныя адрозненні ў паверхневых пластах. хімічных станах аднаго і таго ж элемента ў розных месцах нанамаштабнай прасторы. У некалькіх нядаўніх даследаваннях была ўстаноўлена карэляцыя лакалізаванага акіслення хрому з назіранымі каразійнымі паводзінамі аўстэнітных нержавеючых сталей17, мартэнсітных сталей18 і SDSS19,20. Аднак гэтыя даследаванні ў асноўным сканцэнтраваны на ўплыве гетэрагеннасці Cr (напрыклад, ступені акіслення Cr3+) на каразійную ўстойлівасць. Латэральная гетэрагеннасць у ступенях акіслення элементаў можа быць выклікана рознымі злучэннямі з аднолькавымі складовымі элементамі, такімі як аксіды жалеза. Гэтыя злучэнні, якія атрымалі ў спадчыну невялікі памер у выніку тэрмамеханічнай апрацоўкі, знаходзяцца ў непасрэднай блізкасці адно ад аднаго, але адрозніваюцца па складзе і ступені акіслення16,21. Такім чынам, каб выявіць расколіны ў акісных плёнках і наступнае кропкавае з'яўленне, неабходна разумець паверхневую гетэрагеннасць на мікраскапічным узроўні. Нягледзячы на ​​гэтыя патрабаванні, колькасныя ацэнкі, такія як латэральная гетэрагеннасць пры акісленні, асабліва для Fe ў нана- і атамным маштабе, усё яшчэ адсутнічаюць, і яе карэляцыя з каразійнай устойлівасцю застаецца невывучанай. Да нядаўняга часу хімічны стан розных элементаў, такіх як Fe і Ca22, на сталёвых узорах колькасна характарызаваўся з дапамогай мяккай рэнтгенаўскай фотаэлектроннай мікраскапіі (X-PEEM) у нанамаштабных сінхратронных выпраменьвальных устаноўках. У спалучэнні з хімічна адчувальнай рэнтгенаўскай абсарбцыйнай спектраскапіяй (XAS), X-PEEM дазваляе праводзіць вымярэнні XAS з высокім прасторавым і спектральным разрозненнем, забяспечваючы хімічную інфармацыю аб складзе элементаў і іх хімічным стане з прасторавым разрозненнем да дваццаці трох нанаметраў. Гэта спектрамікраскапічнае назіранне пачатку спрыяе лакальным хімічным назіранням і можа прадэманстраваць хімічныя змены ў прасторы жалезнага пласта, якія раней не даследаваліся.
Гэта даследаванне пашырае перавагі PEEM у выяўленні хімічных адрозненняў у нанамаштабе і прадстаўляе глыбокі метад аналізу паверхні на атамным узроўні для разумення каразійных паводзін Ce-2507. У ім выкарыстоўваецца кластарны хемаметрычны падыход K-means24 для картаграфавання глабальнай хімічнай (гетэра)аднастайнасці элементаў, хімічныя станы якіх прадстаўлены ў статыстычным выглядзе. У адрозненне ад карозіі, ініцыяванай разбурэннем плёнкі аксіду хрому ў традыцыйным выпадку, меншая пасівацыя і ніжэйшая каразійная стойкасць у цяперашні час тлумачацца лакалізаванымі нанаастраўкамі, багатымі Fe3+, паблізу пласта аксіду Fe/Cr, што можа мець ахоўныя ўласцівасці. Аксід разбурае кропкавую плёнку і выклікае карозію.
Каразійныя ўласцівасці дэфармаванага SDSS 2507 былі ўпершыню ацэнены з дапамогай электрахімічных вымярэнняў. На мал. 1 паказаны крывыя Найквіста і Бодэ для выбраных узораў у кіслым (pH = 1) водным растворы FeCl3 пры пакаёвай тэмпературы. Абраны электраліт дзейнічае як моцны акісляльнік, характарызуючы тэндэнцыю пасівацыйнай плёнкі да разбурэння. Нягледзячы на ​​тое, што матэрыял не падвяргаўся стабільнай кропкавай карозіі пры пакаёвай тэмпературы, аналіз даў уяўленне аб магчымых падзеях разбурэння і наступнай карозіі. Эквівалентная схема (мал. 1d) была выкарыстана для апраксімацыі спектру электрахімічнай імпеданснай спектраскапіі (ЭІС), і адпаведныя вынікі апраксімацыі паказаны ў табліцы 1. Няпоўныя паўкругі з'яўляюцца ў узорах, апрацаваных растворам і гарачаапрацоўваных, у той час як сціснутыя паўкругі з'яўляюцца ў халоднакатаных аналагах (мал. 1b). У ЭІС-спектраскапіі радыус паўкруга можна разглядаць як палярызацыйны супраціў (Rp)25,26. Значэнне Rp для ВПП, апрацаванай растворам, у табліцы 1 складае каля 135 кОм см–2, аднак значэнні для ВПП, атрыманай гарачай дэфармацыяй і халоднай пракатам, значна ніжэйшыя — 34,7 і 2,1 кОм см–2 адпаведна. Гэта значнае зніжэнне Rp сведчыць аб негатыўным уплыве пластычнай дэфармацыі на пасівацыю і каразійную стойкасць, як паказана ў папярэдніх дакладах [27, 28, 29, 30].
a Дыяграмы Найквіста, b, c Дыяграмы імпедансу і фазы Бодэ, і d адпаведныя мадэлі эквівалентных схем, дзе RS — супраціўленне электраліта, Rp — палярызацыйнае супраціўленне, а QCPE — аксід элемента пастаяннай фазы, які выкарыстоўваецца для мадэлявання неідэальнай ёмістасці (n). Вымярэнні EIS праводзяцца пры патэнцыяле разамкнутага ланцуга.
Адначасовыя канстанты паказаны на графіку Бодэ, з плато ў дыяпазоне высокіх частот, якое прадстаўляе супраціўленне электраліта RS26. Па меры зніжэння частаты імпеданс павялічваецца і выяўляецца адмоўны фазавы кут, што сведчыць аб дамінаванні ёмістасці. Фазавы кут павялічваецца, захоўваючы максімум у адносна шырокім дыяпазоне частот, а затым памяншаецца (мал. 1c). Аднак ва ўсіх трох выпадках гэты максімум усё яшчэ меншы за 90°, што сведчыць аб неідэальных ёмістных паводзінах з-за ёмістнай дысперсіі. Такім чынам, пастаянны фазавы элемент QCPE (CPE) выкарыстоўваецца для прадстаўлення размеркаванняў міжфазнай ёмістасці, якія ўзнікаюць з-за шурпатасці або неаднастайнасці паверхні, асабліва на атамным узроўні, фрактальнай геаметрыі, парыстасці электродаў, неаднароднага патэнцыялу і геаметрыі з формай электродаў31,32. Імпеданс CPE:
дзе j — уяўны лік, а ω — вуглавая частата. QCPE — гэта пастаянная, незалежная ад частаты, прапарцыйная эфектыўнай адкрытай плошчы электраліта. n — гэта безразмерны ступенны лік, які апісвае адхіленне кандэнсатара ад ідэальнай ёмістасці, г.зн. чым бліжэй n да 1, тым бліжэй CPE да чыста ёмістнай, а калі n блізка да нуля, ён здаецца рэзістыўным. Невялікія адхіленні n, блізкія да 1, сведчаць аб неідэальных ёмістных паводзінах паверхні пасля выпрабаванняў на палярызацыю. QCPE халоднакатанага SDSS значна вышэйшы, чым у яго аналагаў, што азначае, што якасць паверхні менш аднастайная.
У адпаведнасці з большасцю ўласцівасцей каразійнай устойлівасці нержавеючых сталей, адносна высокае ўтрыманне хрому ў SDSS звычайна прыводзіць да выдатнай каразійнай устойлівасці SDSS дзякуючы наяўнасці пасівуючай ахоўнай аксіднай плёнкі на паверхні17. Такія пасівуючыя плёнкі звычайна багатыя аксідамі і/або гідраксідамі Cr3+, галоўным чынам у спалучэнні з аксідамі Fe2+, Fe3+ і/або (оксі)гідраксідамі33. Нягледзячы на ​​аднолькавую аднастайнасць паверхні, пасівуючы аксідны пласт і адсутнасць назіраных паверхневых расколін згодна з мікраскапічнымі вымярэннямі6,7, каразійныя паводзіны гарачаапрацаваных і халоднакатаных SDSS адрозніваюцца, таму неабходна паглыбленае вывучэнне мікраструктурных характарыстык дэфармацыі сталі.
Мікраструктура дэфармаванай нержавеючай сталі была колькасна вывучана з выкарыстаннем уласнага і сінхратроннага высокаэнергетычнага рэнтгенаўскага выпраменьвання (дадатковыя малюнкі 1, 2). Падрабязны аналіз прадстаўлены ў дадатковай інфармацыі. Нягледзячы на ​​агульны кансенсус адносна тыпу асноўнай фазы, былі выяўлены адрозненні ў долях аб'ёмнай фазы, якія пералічаны ў дадатковай табліцы 1. Гэтыя адрозненні могуць быць звязаны з неаднароднымі долямі фаз на паверхні і ў аб'ёме, на якія ўплываюць розныя глыбіні выяўлення рэнтгенаўскай дыфракцыі (XRD). ) з рознымі крыніцамі энергіі падаючых фатонаў34. Адносна высокія долі аўстэніту ў халоднакатаных узорах, вызначаныя з дапамогай XRD з лабараторнай крыніцы, сведчаць аб лепшай пасівацыі, а затым і аб лепшай каразійнай устойлівасці35, у той час як больш дакладныя і статыстычныя вынікі сведчаць аб супрацьлеглых тэндэнцыях у долях фаз. Акрамя таго, каразійная ўстойлівасць сталі таксама залежыць ад ступені драбнення зерня, памяншэння памеру зерня, павелічэння мікрадэфармацый і шчыльнасці дыслакацый, якія ўзнікаюць падчас тэрмамеханічнай апрацоўкі36,37,38. Гарачаапрацаваныя ўзоры мелі больш зерністы характар, што сведчыць аб мікронных памерах зерняў, у той час як гладкія кольцы, якія назіраліся ў халоднакатаных узорах (Дадатковы мал. 3), сведчылі аб значным драбненні зерняў да нанапамераў у папярэдняй працы. Гэта павінна спрыяць утварэнню пасіўнай плёнкі і павышэнню каразійнай стойкасці. Больш высокая шчыльнасць дыслакацый звычайна асацыюецца з меншай устойлівасцю да кропкавай карозіі, што добра адпавядае электрахімічным вымярэнням.
Змены хімічнага стану мікрадаменаў асноўных элементаў сістэматычна вывучаліся з дапамогай рэнтгенаўскага спектраскапічнага аналізу (РЭЭМ). Нягледзячы на ​​тое, што легіруючых элементаў больш, тут абраныя Cr, Fe, Ni і Ce39, паколькі Cr з'яўляецца ключавым элементам для фарміравання пасіўнай плёнкі, Fe з'яўляецца асноўным элементам для сталі, а Ni паляпшае пасівацыю і ўраўнаважвае ферытна-аўстэнітную фазу. Мэтай Ce з'яўляецца структура і мадыфікацыя. Шляхам рэгулявання энергіі сінхратроннага прамяня, РАС фіксаваў асноўныя характарыстыкі Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) і Ce (край M4.5) з паверхні. -2507 SDSS. Адпаведны аналіз дадзеных быў праведзены шляхам уключэння каліброўкі энергіі з апублікаванымі дадзенымі (напрыклад, РАС на Fe L2, 3 рэбры40,41).
На мал. 2 паказаны выявы рэнтгенаўскай электродыфраграмы PEEM гарачаапрацаванага (мал. 2a) і халоднакатанага (мал. 2d) Ce-2507 SDSS і адпаведных XAS-краёў Cr і Fe L2,3 у асобна пазначаных пазіцыях. Край L2,3 XAS даследуе незанятыя 3d-станы электронаў пасля фотаўзбуджэння на ўзроўнях спін-арбітальнага расшчаплення 2p3/2 (край L3) і 2p1/2 (край L2). Інфармацыя аб валентным стане Cr была атрымана з дапамогай рэнтгенаструктурнага аналізу краю L2,3 на мал. 2b,d. Параўнанне Link.42,43 паказала, што паблізу краю L3 назіраліся чатыры пікі A (578,3 эВ), B (579,5 эВ), C (580,4 эВ) і D (582,2 эВ), якія адлюстроўваюць актаэдрычныя іоны Cr3+, адпаведныя Cr2O3. Эксперыментальныя спектры адпавядаюць тэарэтычным разлікам, паказаным на панэлях b і e, атрыманым з некалькіх разлікаў крышталічнага поля на мяжы Cr L2.3 з выкарыстаннем крышталічнага поля 2,0 эВ44. Абедзве паверхні гарачаапрацаванага і халоднакатанага SDSS пакрытыя адносна аднастайным пластом Cr2O3.
a Цеплавы здымак гарачафармаванага SDSS, атрыманага метадам X-PEEM, які адпавядае краю b Cr L2.3 і краю c Fe L2.3, d Цеплавы здымак халоднакатанага SDSS, атрыманага метадам X-PEEM, які адпавядае краю e Cr L2.3 і f Fe L2.3 бака (e). Спектры XAS, атрыманыя ў розных прасторавых пазіцыях, пазначаных на цеплавых выявах (a, d) аранжавымі пункцірнымі лініямі ў (b) і (e), уяўляюць сабой мадэляваныя спектры XAS Cr3+ са значэннем крышталічнага поля 2,0 эВ. Для выяў X-PEEM выкарыстоўваецца цеплавая палітра для паляпшэння чытальнасці выявы, дзе колеры ад сіняга да чырвонага прапарцыйныя інтэнсіўнасці паглынання рэнтгенаўскіх прамянёў (ад нізкага да высокага).
Незалежна ад хімічнага асяроддзя гэтых металічных элементаў, хімічны стан дабавак легіруючых элементаў Ni і Ce для абодвух узораў заставаўся аднолькавым. Дадатковы малюнак. На мал. 5-9 паказаны выявы X-PEEM і адпаведныя спектры XAS для Ni і Ce ў розных месцах на паверхні гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў. Ni XAS паказвае ступень акіслення Ni2+ па ўсёй вымеранай паверхні гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў (Дадатковае абмеркаванне). Варта адзначыць, што ў выпадку гарачаапрацаваных узораў сігнал XAS Ce не назіраецца, у той час як спектр Ce3+ халоднакатаных узораў назіраецца ў адной кропцы. Назіранне плям Ce ў халоднакатаных узорах паказала, што Ce ў асноўным існуе ў выглядзе асадкаў.
У тэрмічна дэфармаваным SDSS не назіралася лакальных структурных змен у XAS на краі Fe L2,3 (мал. 2c). Аднак, як паказана на мал. 2f, матрыца Fe мікраскапічна змяняе свой хімічны стан у сямі выпадкова абраных кропках халоднакатанага SDSS. Акрамя таго, каб атрымаць дакладнае ўяўленне аб зменах стану Fe ў абраных месцах на мал. 2f, былі праведзены лакальныя даследаванні паверхні (мал. 3 і дадатковы мал. 10), у якіх былі выбраны меншыя круглыя ​​вобласці. Спектры XAS краю Fe L2,3 сістэм α-Fe2O3 і актаэдрычных аксідаў Fe2+ былі мадэляваны з выкарыстаннем мультыплетных разлікаў крышталічнага поля з выкарыстаннем крышталічных палёў 1,0 (Fe2+) і 1,0 (Fe3+)44. Заўважым, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47, а FeO45 — гэта фармальна двухвалентны аксід Fe2+ (3d6). Заўважым, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47, а FeO45 — гэта фармальна двухвалентны аксід Fe2+ (3d6).Звярніце ўвагу, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 спалучае ў сабе як Fe2+, так і Fe3+,47 а FeO45 — у выглядзе фармальна двухвалентнага аксіду Fe2+ (3d6).Звярніце ўвагу, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 мае камбінацыі Fe2+ і Fe3+,47 а FeO45 дзейнічае як фармальны двухвалентны аксід Fe2+ (3d6). Усе іоны Fe3+ у α-Fe2O3 маюць толькі пазіцыі Oh, у той час як γ-Fe2O3 звычайна выражаецца як шпінель Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 з вакансіямі ў пазіцыях eg. Такім чынам, іоны Fe3+ у γ-Fe2O3 маюць як пазіцыі Td, так і пазіцыі Oh. Як ужо згадвалася ў папярэдняй працы, хоць суадносіны інтэнсіўнасці гэтых двух іёнаў розныя, іх суадносіны інтэнсіўнасці eg/t2g складае ≈1, у той час як у гэтым выпадку назіранае суадносіны інтэнсіўнасці eg/t2g складае каля 1. Гэта выключае магчымасць прысутнасці ў гэтым выпадку толькі Fe3+. Разглядаючы выпадак Fe3O4 з камбінацыямі Fe2+ і Fe3+, вядома, што больш слабая (моцная) першая прыкмета на краі L3 Fe сведчыць аб меншай (большай) незаселенасці ў стане t2g. Гэта датычыцца Fe2+ (Fe3+), што сведчыць аб павелічэнні першага знака, што сведчыць аб павелічэнні ўтрымання Fe2+47. Гэтыя вынікі паказваюць, што Fe2+ і γ-Fe2O3, α-Fe2O3 і/або Fe3O4 пераважаюць на халоднакатаных паверхнях кампазітаў.
Павялічаныя фотаэмісійныя электронныя цеплавыя выявы спектраў XAS (a, c) і (b, d) па краі FeL2,3 у розных прасторавых пазіцыях у межах выбраных абласцей 2 і E на мал. 2d.
Атрыманыя эксперыментальныя дадзеныя (мал. 4a і дадатковы мал. 11) былі нанесены на графік і параўнаны з дадзенымі чыстых злучэнняў 40, 41, 48. Па сутнасці, тры розныя тыпы эксперыментальна назіраных спектраў XAS з L-краем Fe (XAS-1, XAS-2 і XAS-3: мал. 4a) назіраліся ў прасторава розных месцах. У прыватнасці, спектр, падобны да 2-a (пазначаны як XAS-1) на мал. 3b, назіраўся ва ўсёй вобласці цікавасці, затым ішоў спектр 2-b (пазначаны як XAS-2), у той час як спектр, падобны да E-3, назіраўся на мал. 3d (пазначаны як XAS-3), назіраўся ў пэўных лакалізаваных месцах. Звычайна для ідэнтыфікацыі валентных станаў, прысутных ва ўзоры зонда, выкарыстоўваюцца чатыры параметры: (1) спектральныя асаблівасці L3 і L2, (2) энергетычныя пазіцыі асаблівасцей L3 і L2, (3) розніца энергій L3-L2, (4) суадносіны інтэнсіўнасці L2 / L3. Згодна з візуальнымі назіраннямі (мал. 4а), усе тры кампаненты жалеза, а менавіта Fe0, Fe2+ і Fe3+, прысутнічаюць на паверхні даследаванага SDSS. Разлічанае суадносіны інтэнсіўнасці L2/L3 таксама паказала наяўнасць усіх трох кампанентаў.
a Назіраныя тры розныя эксперыментальныя дадзеныя (суцэльныя лініі XAS-1, XAS-2 і XAS-3 адпавядаюць 2-a, 2-b і E-3 на мал. 2 і мал. 3) у параўнанні з мадэляванымі спектрамі XAS, актаэдры Fe2+, Fe3+, значэнні крышталічнага поля 1,0 эВ і 1,5 эВ адпаведна, b–d Вымераныя эксперыментальныя дадзеныя (XAS-1, XAS-2, XAS-3) і адпаведныя аптымізаваныя дадзеныя LCF (суцэльная чорная лінія), а таксама параўнанне спектраў XAS-3 са стандартамі Fe3O4 (змешаны стан Fe) і Fe2O3 (чысты Fe3+).
Для колькаснага вызначэння складу аксіду жалеза выкарыстоўваўся метад лінейнай камбінацыі (ЛКФ) трох стандартаў40,41,48. ЛКФ быў рэалізаваны для трох выбраных спектраў XAS з L-краем Fe, якія паказваюць найбольшы кантраст, а менавіта XAS-1, XAS-2 і XAS-3, як паказана на мал. 4b–d. Для фітынгаў ЛКФ ва ўсіх выпадках улічвалася 10% Fe0 з-за невялікага выступу, які мы назіралі ва ўсіх дадзеных, і таго факту, што чорныя металы з'яўляюцца асноўным кампанентам сталі. І сапраўды, глыбіня выпрабавання X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за разліковую таўшчыню акісляльнага пласта (крыху > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. І сапраўды, глыбіня выпрабавання X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за разліковую таўшчыню акісляльнага пласта (крыху > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. Фактычна, пробная глыбіня X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больш, чым меркаваная таўшчыня пласта акіслення (нямнога > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасіўным слоем. І сапраўды, глыбіня зонда X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за меркаваную таўшчыню акісленага пласта (крыху >4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом.Фактычна, X-PEEM выяўляе Fe (~6 нм)49 глыбей, чым чаканая таўшчыня аксіднага пласта (крыху больш за 4 нм), што дазваляе выяўляць сігналы ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. Былі выкананы розныя камбінацыі Fe2+ і Fe3+, каб знайсці найлепшае магчымае рашэнне для назіраных эксперыментальных дадзеных. На мал. 4b паказана камбінацыя Fe2+ і Fe3+ у спектры XAS-1, дзе прапорцыі Fe2+ і Fe3+ блізкія, каля 45%, што сведчыць пра змешаны стан акіслення Fe. У той час як для спектру XAS-2 працэнт Fe2+ і Fe3+ складае ~30% і 60% адпаведна. Змест Fe2+ ніжэйшы, чым у Fe3+. Суадносіны Fe2+ да Fe3 1:2 азначае, што Fe3O4 можа ўтварацца пры тым жа суадносінах іонаў Fe. Акрамя таго, для спектру XAS-3 працэнты Fe2+ і Fe3+ змяніліся да ~10% і 80%, што сведчыць аб больш высокім пераўтварэнні Fe2+ у Fe3+. Як ужо згадвалася вышэй, Fe3+ можа паходзіць ад α-Fe2O3, γ-Fe2O3 або Fe3O4. Каб зразумець найбольш верагодную крыніцу Fe3+, спектры XAS-3 разам з рознымі стандартамі Fe3+ пабудаваны на мал. 4e, паказваючы падабенства з усімі двума стандартамі, калі ўлічваць пік B. Аднак інтэнсіўнасць пляча (A: ад Fe2+) і суадносіны інтэнсіўнасці B/A паказваюць, што спектр XAS-3 блізкі, але не такі ж, як у γ-Fe2O3. У параўнанні з аб'ёмным γ-Fe2O3, інтэнсіўнасць піка A SDSS у Fe2p XAS крыху вышэйшая (мал. 4e), што сведчыць аб больш высокай інтэнсіўнасці Fe2+. Нягледзячы на ​​тое, што спектр XAS-3 падобны да спектру γ-Fe2O3, дзе Fe3+ прысутнічае ў абедзвюх пазіцыях Oh і Td, ідэнтыфікацыя розных валентных станаў і каардынацыі толькі па краі L2,3 або суадносінах інтэнсіўнасці L2/L3 усё яшчэ застаецца праблемай. Гэта паўтаральная тэма для абмеркавання з-за складанасці розных фактараў, якія ўдзельнічаюць у канчатковым спектры41.
Акрамя спектральнай дыскрымінацыі хімічных станаў выбраных абласцей цікавасці, апісаных вышэй, глабальная хімічная неаднароднасць ключавых элементаў Cr і Fe была ацэненая шляхам класіфікацыі ўсіх спектраў XAS, атрыманых на паверхні ўзору, з выкарыстаннем метаду кластэрызацыі K-сярэдніх. Профілі краёў Cr L былі ўсталяваны такім чынам, каб утварыць два аптымальныя кластары, прасторава размеркаваныя ў гарачаапрацаваных і халоднакатаных узорах, паказаных на мал. 5. Відавочна, што ніякіх лакальных структурных змен не назіралася, паколькі два цэнтроіды спектраў XAS Cr вельмі падобныя. Гэтыя спектральныя формы двух кластараў амаль ідэнтычныя тым, што адпавядаюць Cr2O342, што азначае, што пласты Cr2O3 адносна раўнамерна размеркаваны па SDSS.
a кластар K-means L-краёвых абласцей Cr, b адпаведныя цэнтроіды XAS. Вынікі параўнання K-means X-PEEM халоднакатанага SDSS: c кластары K-means краёвых абласцей Cr L2,3 і d адпаведныя цэнтроіды XAS.
Для ілюстрацыі больш складанай карты краёў FeL выкарыстоўваюцца чатыры і пяць аптымізаваных кластараў і звязаныя з імі цэнтроіды (спектральныя размеркаванні) для гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў адпаведна. Такім чынам, працэнт (%) Fe2+ і Fe3+ можна атрымаць, карэктуючы LCF, паказаны на мал. 4. Псеўдаэлектродны патэнцыял Epseudo як функцыя Fe0 быў выкарыстаны для выяўлення мікрахімічнай неаднастайнасці паверхневай аксіднай плёнкі. Epseudo прыблізна ацэньваецца па правілу змешвання,
дзе (E_{\rm{Fe}/Fe}^{2 + (3 + )}}) роўна (Fe} + 2e^ – 0,440 і 0,036 В адпаведна). Участкі з ніжэйшым патэнцыялам маюць больш высокае ўтрыманне злучэнняў Fe3+. Размеркаванне патэнцыялу ў тэрмічна дэфармаваным узоры мае слаісты характар ​​з максімальным змяненнем каля 0,119 В (мал. 6a,b). Гэтае размеркаванне патэнцыялу цесна звязана з тапаграфіяй паверхні (мал. 6a). Іншых змен, звязаных з становішчам, у ніжняй пласціністай унутранай паверхні не назіралася (мал. 6b). Наадварот, для камбінацыі розных аксідаў з розным утрыманнем Fe2+ і Fe3+ у халоднакатаным SDSS можна назіраць неаднастайны характар ​​псеўдапатэнцыялу (мал. 6c,d). Аксіды і/або (оксі)гідраксіды Fe3+ з'яўляюцца асноўнымі кампанентамі карозіі сталі і пранікальныя для кіслароду і вады50. У гэтым выпадку можна бачыць, што астраўкі, багатыя Fe3+, размеркаваны лакальна і могуць разглядацца як зоны карозіі. У гэтым выпадку градыент патэнцыяльнага поля, а не абсалютнае значэнне патэнцыялу, можна разглядаць як індыкатар лакалізацыі актыўных абласцей карозіі51. Гэта неаднароднае размеркаванне Fe2+ і Fe3+ на паверхні халоднакатанага SDSS можа змяніць лакальныя хімічныя ўласцівасці і забяспечыць больш эфектыўную плошчу паверхні ў рэакцыях расколіны аксіднай плёнкі і карозіі, тым самым дазваляючы асноўнай металічнай матрыцы бесперапынна карозаваць, што прыводзіць да ўнутранай неаднароднасці і зніжае ахоўныя характарыстыкі пасівуючага пласта.
K-сярэднія кластары краявых абласцей Fe L2,3 і адпаведныя цэнтроіды XAS для a–c гарачаапрацаванага рэнтгенаўскага PEEM і d–f халоднакатанага SDSS. a, d кластарная дыяграма K-сярэдніх, накладзеная на выяву X-PEEM. Разліковыя псеўдаэлектродныя патэнцыялы (эпсеўда) згадваюцца разам з кластарнымі дыяграмамі K-сярэдніх. Яркасць выявы X-PEEM, напрыклад, колеру на мал. 2, прама прапарцыйная інтэнсіўнасці паглынання рэнтгенаўскіх прамянёў.
Адносна аднастайны Cr, але розны хімічны стан Fe прыводзіць да рознага паходжання расколін аксіднай плёнкі і карозіі ў гарачакатаным і халоднакатаным Ce-2507. Гэтая ўласцівасць халоднакатанага Ce-2507 добра вядомая. Што тычыцца ўтварэння аксідаў і гідраксідаў Fe ў атмасферным паветры, наступныя рэакцыі ў гэтай працы разглядаюцца як нейтральныя рэакцыі:
Зыходзячы з вымярэнняў рэнтгенаўскага электронна-эмісійнага спектраскапічнага спектра (РЭЭМ), вышэйзгаданая рэакцыя адбывалася ў наступных выпадках. Невялікае плячо, якое адпавядае Fe0, звязана з ніжэйлеглым металічным жалезам. Рэакцыя металічнага Fe з навакольным асяроддзем прыводзіць да ўтварэння пласта Fe(OH)2 (раўнанне (5)), які ўзмацняе сігнал Fe2+ у XAS L-краю Fe. Працяглы ўздзеянне паветра прывядзе да ўтварэння аксідаў Fe3O4 і/або Fe2O3 пасля Fe(OH)252,53. Два тыпы стабільнага Fe, Fe3O4 і Fe2O3, таксама могуць утварацца ў ахоўным пласце, багатым на Cr3+, дзе Fe3O4 аддае перавагу аднастайнай і кагезійнай структуры. Прысутнасць абодвух прыводзіць да змешаных ступеней акіслення (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 у асноўным адпавядае Fe3O4. У той час як спектры XAS-3, якія назіраліся ў некалькіх пазіцыях, паказвалі на поўнае пераўтварэнне ў γ-Fe2O3. Паколькі разгорнутыя рэнтгенаўскія прамяні маюць глыбіню пранікнення прыблізна 50 нм, сігнал ад ніжэйлеглага пласта прыводзіць да больш высокай інтэнсіўнасці піка А.
Рэнтгенаўскі дыфрактограм паказвае, што кампанент Fe ў аксіднай плёнцы мае слаістую структуру, якая спалучаецца са слоем аксіду Cr. У адрозненне ад пасівацыі, характэрнай для карозіі з-за лакальнай неаднароднасці Cr2O317, нягледзячы на ​​аднастайны слой Cr2O3 у гэтым даследаванні, у гэтым выпадку назіралася нізкая каразійная ўстойлівасць, асабліва для халоднакатаных узораў. Назіраную паводзіну можна зразумець як неаднароднасць хімічнага стану акіслення верхняга слоя (Fe), якая ўплывае на каразійныя характарыстыкі. Павольны перанос іонаў металу або кіслароду ў рашотцы з-за аднолькавай стехіаметрыі верхняга (аксід Fe) і ніжняга слаёў (аксід Cr)52,53 прыводзіць да лепшага ўзаемадзеяння (адгезіі) паміж імі. Гэта, у сваю чаргу, паляпшае каразійную ўстойлівасць. Такім чынам, бесперапынная стехіаметрыя, г.зн. адзін стан акіслення Fe, пераважнейшая за рэзкія стехіаметрычныя змены. Тэрмічна дэфармаваны SDSS мае больш аднастайную паверхню і больш шчыльны ахоўны слой, што забяспечвае лепшую каразійную ўстойлівасць. Аднак, для халоднакатанага SDSS наяўнасць астраўкоў, багатых на Fe3+, пад ахоўным пластом парушае цэласнасць паверхні і выклікае гальванічную карозію бліжэйшай падкладкі, што прыводзіць да зніжэння Rp (табліца 1) у спектрах EIS і яе каразійнай устойлівасці. Такім чынам, лакальна размеркаваныя астраўкі, багатыя на Fe3+ з-за пластычнай дэфармацыі, у асноўным уплываюць на характарыстыкі каразійнай устойлівасці, што з'яўляецца прарывам у гэтай працы. Таму ў гэтым даследаванні прадстаўлены спектрамікраграфіі зніжэння каразійнай устойлівасці з-за пластычнай дэфармацыі даследаваных узораў SDSS.
Акрамя таго, хоць легіраванне двухфазных сталей рэдказямельнымі элементамі працуе лепш, узаемадзеянне гэтага дададзенага элемента з асобнай сталёвай матрыцай з пункту гледжання каразійнай паводзін застаецца нявысветленым, зыходзячы з назіранняў спектраскапічнай мікраскапіі. Сігнал Ce (уздоўж M-краю XAS) з'яўляецца толькі ў некалькіх месцах падчас халоднай пракаткі, але знікае падчас гарачай дэфармацыі SDSS, што сведчыць аб лакальным адкладзе Ce ў сталёвай матрыцы замест аднароднага легіравання. Нягледзячы на ​​тое, што механічныя ўласцівасці SDSS не паляпшаюцца6,7, прысутнасць REE памяншае памер уключэнняў і, як мяркуюць, падаўляе кропкавую з'яву ў пачатку54.
У заключэнне, гэтая праца раскрывае ўплыў паверхневай неаднароднасці на карозію 2507 SDSS, мадыфікаванага цэрыем, шляхам колькаснага вызначэння хімічнага ўтрымання нанамаштабных кампанентаў. Мы адказалі на пытанне, чаму нержавеючая сталь кародзіруе нават пры пакрыцці ахоўным аксідным слоем, шляхам колькаснага вывучэння мікраструктуры, хімічнага стану паверхневых элементаў і апрацоўкі сігналаў з выкарыстаннем кластэрызацыі K-сярэдніх. Было ўстаноўлена, што астраўкі, багатыя на Fe3+, у тым ліку іх актаэдрычная і тэтраэдрычная каардынацыя па ўсёй структуры змешаных Fe2+/Fe3+, з'яўляюцца крыніцай разбурэння аксіднай плёнкі і крыніцай карозіі халоднакатаных SDSS. Нанаастраўкі, у якіх пераважае Fe3+, прыводзяць да нізкай каразійнай устойлівасці нават пры наяўнасці дастатковага стехіаметрычнага пасівуючага слоя Cr2O3. Акрамя метадалагічных дасягненняў, дасягнутых у вызначэнні ўплыву нанамаштабнай хімічнай неаднароднасці на карозію, чакаецца, што гэтая праца натхніць інжынерныя працэсы для паляпшэння каразійнай устойлівасці нержавеючых сталей падчас вытворчасці сталі.
Для падрыхтоўкі зліткаў Ce-2507 SDSS, якія выкарыстоўваліся ў гэтым даследаванні, змешаныя кампаненты, у тым ліку лігатурны сплаў Fe-Ce, запячатаны чыстымі жалезнымі трубкамі, былі расплаўлены ў індукцыйнай печы сярэдняй частаты масай 150 кг для атрымання расплаўленай сталі і разліты ў ліцейныя формы. Вымераныя хімічныя склады (вагавыя %) прыведзены ў дадатковай табліцы 2. Спачатку злітак гарачым чынам фармуецца ў блокі. Затым сталь адпальваецца пры тэмпературы 1050°C на працягу 60 хвілін да цвёрдага раствора, а затым гартуецца ў вадзе да пакаёвай тэмпературы. Даследаваныя ўзоры былі падрабязна вывучаны з дапамогай прасвечвальнай электроннай мікраскапіі (ПЭМ) і дыэлектрычнай электрофічнай спектроскопіі (ДОЭ) для вывучэння фаз, памеру зерня і марфалогіі. Больш падрабязную інфармацыю аб узорах і вытворчым працэсе можна знайсці ў іншых крыніцах6,7.
Апрацоўвалі цыліндрычныя ўзоры (φ10 мм × 15 мм) для гарачага прэсавання з воссю цыліндра, паралельнай кірунку дэфармацыі блока. Высокатэмпературнае сцісканне праводзілася з пастаяннай хуткасцю дэфармацыі ў дыяпазоне 0,01-10 с-1 пры розных тэмпературах у дыяпазоне 1000-1150°C з выкарыстаннем цеплавога сімулятара Gleeble-3800. Перад дэфармацыяй узоры награвалі пры абранай тэмпературы са хуткасцю 10 °C с-1 на працягу 2 хвілін, каб ліквідаваць градыент тэмпературы. Пасля дасягнення аднастайнасці тэмпературы ўзоры дэфармавалі да сапраўднага значэння дэфармацыі 0,7. Пасля дэфармацыі іх неадкладна гартавалі вадой для захавання дэфармаванай структуры. Затым загартаваныя ўзоры разразалі паралельна кірунку сціскання. Для гэтага канкрэтнага даследавання мы выбралі ўзор, тэрмічна дэфармаваны пры 1050°C, 10 с-1, з-за больш высокай назіранай мікрацвёрдасці ў параўнанні з іншымі ўзорамі.
Аб'ёмныя ўзоры цвёрдага раствора Ce-2507 (80 × 10 × 17 мм3) былі пратэставаны на трохфазнай асінхроннай двухвалковай дэфармацыйнай машыне LG-300, якая забяспечыла найлепшыя механічныя ўласцівасці сярод усіх іншых класаў дэфармацыі6. Хуткасць дэфармацыі і памяншэнне таўшчыні склалі 0,2 м·с-1 і 5% для кожнага шляху адпаведна.
Для электрахімічнага вымярэння SDSS пасля халоднай пракаткі да 90% памяншэння таўшчыні (1,0 эквівалентнай сапраўднай дэфармацыі) і гарачага прэсавання да 0,7 сапраўднай дэфармацыі пры тэмпературы 1050 °C і хуткасці 10 с-1 выкарыстоўвалася электрахімічная рабочая станцыя Autolab PGSTAT128N. Рабочая станцыя мае трохэлектродную ячэйку з насычаным каламельным электродам у якасці электрода апоры, графітавым проціэлектродам і ўзорам SDSS у якасці рабочага электрода. Узоры былі выразаны ў цыліндры дыяметрам 11,3 мм, да бакоў якіх былі прыпаяны медныя правады. Затым узор залілі эпаксіднай смалой, пакінуўшы працоўную адкрытую плошчу 1 см2 у якасці рабочага электрода (ніжняя паверхня цыліндрычнага ўзору). Будзьце асцярожныя падчас зацвярдзення эпаксіднай смалы і падчас наступнага шліфавання і паліроўкі, каб пазбегнуць расколін. Рабочая паверхня шліфуецца і паліруецца алмазнай паліравальнай суспензіяй з памерам часціц 1 мікрон, ачышчаецца дыстыляванай вадой і этанолам і сушыцца на халодным паветры. Перад электрахімічнымі вымярэннямі паліраваныя ўзоры падвяргаліся ўздзеянню паветра на працягу некалькіх дзён для ўтварэння натуральнай аксіднай плёнкі. Водны раствор FeCl3 (6,0 мас.%), стабілізаваны HCl да pH = 1,0 ± 0,01, выкарыстоўваўся для паскарэння карозіі нержавеючай сталі55, паколькі яна знаходзіцца ў агрэсіўных асяроддзях, дзе прысутнічаюць іоны хлору з моцнай акісляльнай здольнасцю і нізкім pH, як паказана ў ASTM. Прапанаваныя стандарты - G48 і A923. Узоры апускалі ў выпрабавальны раствор на 1 гадзіну перад тым, як праводзіць якія-небудзь вымярэнні, каб дасягнуць стану, блізкага да стацыянарнага. Для цвёрдага раствора, гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў дыяпазон частот вымярэння імпедансу складаў 1 ​​× 105 ~ 0,1 Гц, а патэнцыял разамкнутага ланцуга (OPS) складаў 5 мВ, што складала 0,39, 0,33 і 0,25 ВСКЭ адпаведна. Кожнае электрахімічнае выпрабаванне любога ўзору паўтаралася не менш за тры разы ў тых жа ўмовах, каб забяспечыць узнаўляльнасць дадзеных.
Для вымярэнняў HE-SXRD выкарыстоўваліся прамавугольныя дуплексныя сталёвыя блокі памерам 1 × 1 × 1,5 мм3, якія былі вымераны на высокаэнергетычнай лініі віглера Брокхаўза ў CLS, Канада, для колькаснага вызначэння фазавага складу56. Збор дадзеных праводзіўся пры пакаёвай тэмпературы ў геаметрыі Дэбая-Шэрэра або транспартнай геаметрыі. Даўжыня хвалі рэнтгенаўскіх прамянёў, калібраваных па калібратары LaB6, складае 0,212561 Å, што адпавядае 58 кэВ, што значна вышэй, чым у CuKα (8 кэВ), які звычайна выкарыстоўваецца ў якасці лабараторнай крыніцы рэнтгенаўскага выпраменьвання. Узор размяшчаецца на адлегласці 740 мм ад дэтэктара. Аб'ём дэтэктавання кожнага ўзору складае 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, які вызначаецца памерам прамяня і таўшчынёй узору. Кожны з гэтых дадзеных быў сабраны з дапамогай плоскапанэльнага рэнтгенаўскага дэтэктара Perkin Elmer, пікселяў 200 мкм, 40 × 40 см2, экспазіцыі 0,3 секунды і 120 кадраў.
Вымярэнні рэнтгенаўскага электромагнітнага імпульсу (РЭЭМ) дзвюх выбраных мадэльных сістэм былі праведзены на канцавой станцыі ПЭЭМ лініі Beamline MAXPEEM у лабараторыі MAX IV (Лунд, Швецыя). Узоры былі падрыхтаваны такім жа чынам, як і для электрахімічных вымярэнняў. Падрыхтаваныя ўзоры вытрымліваліся на паветры на працягу некалькіх дзён і дэгазаваліся ў камеры звышвысокага вакууму перад апраменьваннем сінхратроннымі фатонамі. Энергетычнае разрозненне пучка атрымліваецца шляхам вымярэння спектру выхаднога сігналу іонаў ад N 1 с да 1\(\pi _g^ \ast\) вобласці ўзбуджэння з hv = 401 эВ у N2 і залежнасці энергіі фатона ад E3/2,57. Спектральная апраксімацыя дала ΔE (спектральную шырыню лініі) ~0,3 эВ ва ўсім вымераным дыяпазоне энергій. Такім чынам, разрозненне па энергіі лініі прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с, атрыманае з выкарыстаннем мадыфікаванага монахраматара SX-700 з крэміевай краткай памерам 1200 ліній мм−1 для краю Fe 2p L2,3, краю Cr 2p L2,3, краю Ni 2p L2,3 і краю Ce M4,5. Такім чынам, разрозненне па энергіі лініі прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с пры выкарыстанні мадыфікаванага монахраматара SX-700 з крэміевай краткай 1200 мм−1 для краю Fe 2p L2.3, краю Cr 2p L2.3, краю Ni 2p L2.3 і краю Ce M4.5. Такім чынам, энергетычнае дазвол канала пучка было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с пры выкарыстанні мадыфікаванага монохроматора SX-700 з рашоткай Si 1200 штрыхоў/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 і кромка Ce M4,5. Такім чынам, энергетычная раздзяляльная здольнасць канала прамяня была ацэненая як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 кадр/с з выкарыстаннем мадыфікаванага манахраматара SX-700 з крэмніевай краткай 1200 ліній/мм для Fe-краю 2p L2,3, Cr-краю 2p L2,3, Ni-краю 2p L2,3 і Ce-краю M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 эВ/0,3 эВ > 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 L2,3 边缘、Ni 2p L2,3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 通过 改进 的 SX-700单色器 和 SI 1200 线 мм-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘, Cr 2p L2.3 边缘, Ni 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Такім чынам, пры выкарыстанні мадыфікаванага монахраматара SX-700 і крэмніевай рашоткі з 1200 лініямі. 3, хромавы край 2p L2.3, нікелевая рашотка 2p L2.3 і цэрыевы край M4.5.Пашырайце энергію фатонаў з крокам 0,2 эВ. Пры кожнай энергіі выявы PEEM былі запісаны з выкарыстаннем CMOS-дэтэктара TVIPS F-216 з валаконна-аптычным злучэннем 2 x 2 з бінінгам, што забяспечвае 1024 × 1024 пікселяў у полі зроку 20 мкм. Час экспазіцыі выяваў складае 0,2 секунды, у сярэднім 16 кадраў. Энергія фотаэлектроннага выявы выбрана такім чынам, каб забяспечыць максімальны сігнал другасных электронаў. Усе вымярэнні выконваюцца пры нармальным падзенні лінейна палярызаванага пучка фатонаў. Для атрымання дадатковай інфармацыі аб вымярэннях гл. папярэдняе даследаванне58. Пасля вывучэння рэжыму дэтэктавання з поўным выхадам электронаў (TEY)59 і яго прымянення ў X-PEEM, глыбіня дэтэктавання гэтага метаду ацэньваецца ў ~4–5 нм для сігналу Cr і ~6 нм для сігналу Fe. Глыбіня Cr вельмі блізкая да таўшчыні аксіднай плёнкі (~4 нм)60,61, у той час як глыбіня Fe большая за таўшчыню аксіднай плёнкі. XAS, сабраны паблізу краю FeL, уяўляе сабой сумесь XAS аксіду жалеза і FeO з матрыцы. У першым выпадку інтэнсіўнасць выпраменьваных электронаў абумоўлена ўсімі магчымымі тыпамі электронаў, якія ўносяць свой уклад у TEY. Аднак сігнал чыстага жалеза патрабуе больш высокай кінетычнай энергіі, каб электроны прайшлі праз пласт аксіду, дасягнулі паверхні і былі сабраны аналізатарам. У гэтым выпадку сігнал Fe0 у асноўным абумоўлены электронамі Ожэ-электронаў LVV і другаснымі электронамі, якія яны выпраменьваюць. Акрамя таго, інтэнсіўнасць TEY, унесеная гэтымі электронамі, затухае падчас шляху ўцёкаў электронаў49, што яшчэ больш зніжае спектральную сігнатуру Fe0 на карце XAS жалеза.
Інтэграцыя аналізу дадзеных у кубы дадзеных (дадзеныя X-PEEM) з'яўляецца ключавым крокам у шматмерным выманні адпаведнай інфармацыі (хімічных або фізічных уласцівасцей). Кластэрызацыя K-сярэдніх шырока выкарыстоўваецца ў некалькіх галінах, у тым ліку ў машынным зроку, апрацоўцы малюнкаў, распазнаванні вобразаў без настаўніка, штучным інтэлекце і класіфікацыйным аналізе24. Напрыклад, кластэрызацыя K-сярэдніх добра ўжываецца для кластэрызацыі гіперспектральных дадзеных малюнкаў62. У прынцыпе, для шматаб'ектных дадзеных алгарытм K-сярэдніх можа лёгка групаваць іх у адпаведнасці з інфармацыяй аб іх атрыбутах (характарыстыках энергіі фатонаў). Кластэрызацыя K-сярэдніх - гэта ітэрацыйны алгарытм для падзелу дадзеных на K неперакрываючыхся груп (кластараў), дзе кожны піксель належыць да пэўнага кластара ў залежнасці ад прасторавага размеркавання хімічнай неаднастайнасці ў мікраструктурным складзе сталі. Алгарытм K-сярэдніх складаецца з двух крокаў: першы крок вылічвае K цэнтроідаў, а другі крок прысвойвае кожную кропку кластару з суседнімі цэнтроідамі. Цэнтр цяжару кластара вызначаецца як сярэдняе арыфметычнае значэнне кропак дадзеных (XAS-спектраў) гэтага кластара. Існуюць розныя адлегласці для вызначэння суседніх цэнтроідаў як еўклідавых адлегласцей. Для ўваходнага малюнка px,y (x і y — разрозненне ў пікселях), CK — гэта цэнтр цяжару кластара; гэты малюнак затым можна сегментаваць (кластарызаваць) на K кластараў з дапамогай K-means63. Апошнія этапы алгарытму кластэрызацыі K-means:
Крок 2. Вылічыце ступень прыналежнасці ўсіх пікселяў у адпаведнасці з бягучым цэнтроідам. Напрыклад, яна вылічваецца з эўклідавай адлегласці d паміж цэнтрам і кожным пікселем:
Крок 3. Прызначце кожны піксель бліжэйшаму цэнтроіду. Затым пералічыце K пазіцый цэнтроіда наступным чынам:
Крок 4. Паўтарайце працэс (раўнанні (7) і (8)), пакуль цэнтроіды не сыдуцца. Канчатковыя вынікі якасці кластараў высока карэлююць з аптымальным выбарам пачатковых цэнтроідаў63. Для структуры дадзеных PEEM сталёвых малюнкаў, як правіла, X (x × y × λ) з'яўляецца кубам трохмерных масіваў дадзеных, у той час як восі x і y прадстаўляюць прасторавую інфармацыю (разрозненне пікселяў), а вось λ адпавядае энергетычнай спектральнай модзе фатонаў. Алгарытм K-сярэдніх быў выкарыстаны для даследавання абласцей, якія ўяўляюць цікавасць, у дадзеных X-PEEM шляхам падзелу пікселяў (кластараў або падблокаў) у адпаведнасці з іх спектральнымі характарыстыкамі і вылучэння найлепшага цэнтроіда (спектральнай крывой XAS) для кожнага аналіту (кластара). Ён выкарыстоўваецца для вывучэння прасторавага размеркавання, лакальных спектральных змен, паводзін акіслення і хімічнага стану. Напрыклад, алгарытм кластэрызацыі K-сярэдніх быў выкарыстаны для абласцей Fe L-краю і Cr L-краю ў гарачаапрацаваным і халоднакатаным X-PEEM. Для пошуку найлепшых кластараў і цэнтроідаў былі пратэставаны розныя колькасці K-кластараў (мікраструктурных абласцей). Пры адлюстраванні графіка пікселі перапрызначаюцца правільным цэнтроідам кластараў. Кожнае размеркаванне колераў адпавядае цэнтру кластара, паказваючы прасторавае размяшчэнне хімічных або фізічных аб'ектаў. Атрыманыя цэнтроіды ўяўляюць сабой лінейныя камбінацыі чыстых спектраў.
Дадзеныя, якія пацвярджаюць вынікі гэтага даследавання, можна атрымаць у адпаведнага аўтара WC па разумным запыце.
Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння зварной дуплекснай нержавеючай сталі. Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння зварной дуплекснай нержавеючай сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкасць разбурэння сварной дуплекснай нержавеючай сталі. Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння зваранай дуплекснай нержавеючай сталі. 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. Вязкасць разбурэння сварных дуплексных нержавеючых сталей. Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння звараных дуплексных нержавеючых сталей.праект. фрактал. футра. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асобных арганічных кіслотах і асяроддзях арганічных кіслот/хларыдаў. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асобных арганічных кіслотах і асяроддзях арганічных кіслот/хларыдаў.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. і Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асяроддзях з некаторымі арганічнымі кіслотамі і арганічнымі кіслотамі/хларыдамі. Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пэнсыльванія, Потгітэр, Дж.Х. і Ван Дэр Мерве, Дж. Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітэр, Дж.Х. і Ван Дэр Мерве, Дж. 双相нержавеючая сталь在特定arganic酸和Арганіка酸/хлараванае асяроддзе的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. і Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асяроддзях з некаторымі арганічнымі кіслотамі і арганічнымі кіслотамі/хларыдамі.антыкаразійны. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. і інш. Каразійна-акісляльныя ўласцівасці дуплексных сплаваў Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Ляўкоў, Л., Шурыгін, Д., Дуб, В., Косыраў, К. і Балікоеў, А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы газу і нафты. Ляўкоў, Л., Шурыгін, Д., Дуб, В., Косыраў, К. і Балікоеў, А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы газу і нафты.Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К., Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы нафты і газу.Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К., Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы газу і нафты. Вэбінар E3S. 121, 04007 (2019).
Кінгкланг, С. і Утайсангсук, В. Даследаванне паводзін дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507 пры гарачай дэфармацыі. Metall. Кінгкланг, С. і Утайсангсук, В. Даследаванне паводзін дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507 пры гарачай дэфармацыі. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Даследаванне павядзення гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507. Metall. Кінгкланг, С. і Утайсангсук, В. Даследаванне паводзін дуплекснай нержавеючай сталі тыпу 2507 пры гарачай дэфармацыі. Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Кінгкланг, С. і Утайсансук, В. Даследаванне паводзін пры гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі тыпу 2507. Метал.альма-матэр. транс. А 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. і інш. Уплыў кантраляванай халоднай пракаткі на мікраструктуру і механічныя ўласцівасці мадыфікаванай цэрыем супердуплекснай нержавеючай сталі SAF 2507. Alma mater. Навуковы праект. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. і інш. Структура і механічныя ўласцівасці нержавеючай сталі SAF 2507, мадыфікаванай цэрыем, з супердуплексам, атрыманыя ў выніку гарачай дэфармацыі. J. ​​Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітнай сталі пры высокай тэмпературы пры акісленні. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітнай сталі пры высокай тэмпературы пры акісленні.Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. і Чжэн К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітнай сталі пры акісленні пры высокай тэмпературы. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К.Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. і Чжэн К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітных сталей пры высокатэмпературным акісленні.карозія. навука. 164, 108359 (2020).