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Der weit verbreitete Edelstahl und seine geschmiedeten Ausführungen sind aufgrund der Passivierungsschicht aus Chromoxid unter Umgebungsbedingungen korrosionsbeständig.Korrosion und Erosion von Stahl gehen traditionell mit der Zerstörung dieser Schichten einher, jedoch nur selten auf mikroskopischer Ebene, abhängig vom Ursprung der Oberflächeninhomogenität.In dieser Arbeit dominiert unerwartet die durch spektroskopische Mikroskopie und chemometrische Analyse nachgewiesene chemische Heterogenität der Oberfläche im Nanomaßstab die Zersetzung und Korrosion von kaltgewalztem Cer-modifiziertem Superduplex-Edelstahl 2507 (SDSS) während seines Warmverformungsverhaltens.Andere Seite.Obwohl die Röntgenphotoelektronenmikroskopie eine relativ gleichmäßige Abdeckung der natürlichen Cr2O3-Schicht zeigte, zeigten kaltgewalzte SDSS aufgrund der lokalisierten Verteilung von Fe3+-reichen Nanoinseln auf der Fe/Cr-Oxidschicht schlechte Passivierungsergebnisse.Dieses Wissen auf atomarer Ebene ermöglicht ein tiefes Verständnis der Korrosion von rostfreiem Stahl und soll zur Bekämpfung der Korrosion ähnlicher hochlegierter Metalle beitragen.
Seit der Erfindung von Edelstahl wird die Korrosionsbeständigkeit von Ferrochromlegierungen Chrom zugeschrieben, das ein starkes Oxid/Oxyhydroxid bildet, das in den meisten Umgebungen ein passivierendes Verhalten zeigt.Im Vergleich zu herkömmlichen (austenitischen und ferritischen) Edelstählen weisen Superduplex-Edelstähle (SDSS) mit besserer Korrosionsbeständigkeit überlegene mechanische Eigenschaften auf1,2,3.Die erhöhte mechanische Festigkeit ermöglicht leichtere und kompaktere Designs.Im Gegensatz dazu weist das wirtschaftliche SDSS eine hohe Beständigkeit gegen Lochfraß und Spaltkorrosion auf, was zu einer längeren Lebensdauer und breiteren Einsatzmöglichkeiten in der Schadstoffbekämpfung, in Chemiebehältern und in der Offshore-Öl- und Gasindustrie führt4.Der enge Bereich der Wärmebehandlungstemperaturen und die schlechte Formbarkeit behindern jedoch eine breite praktische Anwendung.Daher wurde SDSS geändert, um die oben genannten Eigenschaften zu verbessern.Beispielsweise wurden in 2507 SDSS (Ce-2507) eine Ce-Modifikation und hohe Zusätze von N 6, 7, 8 eingeführt.Eine geeignete Konzentration von 0,08 Gew.-% des Seltenerdelements (Ce) wirkt sich günstig auf die mechanischen Eigenschaften des DSS aus, da es die Kornverfeinerung und die Korngrenzenfestigkeit verbessert.Auch die Verschleiß- und Korrosionsbeständigkeit, die Zugfestigkeit und Streckgrenze sowie die Warmumformbarkeit wurden verbessert9.Große Mengen Stickstoff können den teuren Nickelgehalt ersetzen, wodurch SDSS kostengünstiger wird10.
Kürzlich wurde SDSS bei verschiedenen Temperaturen (niedrige Temperatur, kalt und heiß) plastisch verformt, um hervorragende mechanische Eigenschaften zu erzielen6,7,8.Die hervorragende Korrosionsbeständigkeit von SDSS ist jedoch auf das Vorhandensein eines dünnen Oxidfilms auf der Oberfläche zurückzuführen, der durch viele Faktoren beeinflusst wird, wie z. B. das Vorhandensein vieler Phasen mit unterschiedlichen Korngrenzen, unerwünschten Ausscheidungen und unterschiedlichen Reaktionen.die innere inhomogene Mikrostruktur verschiedener austenitischer und ferritischer Phasen wird deformiert 7 .Daher ist die Untersuchung der Mikrodomäneneigenschaften solcher Filme auf der Ebene der elektronischen Struktur von entscheidender Bedeutung für das Verständnis der SDSS-Korrosion und erfordert komplexe experimentelle Techniken.Bisher unterscheiden oberflächenempfindliche Methoden wie die Auger-Elektronenspektroskopie11 und die Röntgenphotoelektronenspektroskopie12,13,14,15 sowie das Photoelektronensystem mit harten Röntgenstrahlen die chemischen Zustände desselben Elements an verschiedenen Punkten im Raum auf der Nanoskala, können diese jedoch oft nicht trennen.Mehrere neuere Studien haben die lokale Oxidation von Chrom mit dem beobachteten Korrosionsverhalten von 17 austenitischen Edelstählen, 18 martensitischen Edelstählen und SDSS 19, 20 in Verbindung gebracht. Diese Studien konzentrierten sich jedoch hauptsächlich auf die Auswirkung der Cr-Heterogenität (z. B. Cr3+-Oxidationszustand) auf die Korrosionsbeständigkeit.Laterale Heterogenität in den Oxidationsstufen von Elementen kann durch unterschiedliche Verbindungen mit denselben Grundelementen, wie zum Beispiel Eisenoxide, verursacht werden.Diese Verbindungen haben eine thermomechanisch verarbeitete geringe Größe und liegen eng beieinander, unterscheiden sich jedoch in Zusammensetzung und Oxidationsstufe16,21.Um die Zerstörung von Oxidfilmen und die anschließende Lochfraßbildung aufzudecken, ist daher ein Verständnis der Oberflächeninhomogenität auf mikroskopischer Ebene erforderlich.Trotz dieser Anforderungen fehlen noch quantitative Bewertungen wie die laterale Oxidationsheterogenität, insbesondere von Eisen auf der Nano-/Atomskala, und ihre Bedeutung für die Korrosionsbeständigkeit bleibt unerforscht.Bis vor kurzem wurde der chemische Zustand verschiedener Elemente wie Fe und Ca an Stahlproben mithilfe der Photoelektronenmikroskopie mit weicher Röntgenstrahlung (X-PEEM) in nanoskaligen Synchrotronstrahlungsanlagen quantitativ beschrieben.In Kombination mit Techniken der chemisch empfindlichen Röntgenabsorptionsspektroskopie (XAS) ermöglicht X-PEEM XAS-Messungen mit hoher räumlicher und spektraler Auflösung und liefert chemische Informationen über die Elementzusammensetzung und ihren chemischen Zustand mit räumlicher Auflösung bis in den Nanometerbereich 23 .Diese spektroskopische Beobachtung des Entstehungsortes unter dem Mikroskop erleichtert lokale chemische Experimente und kann bisher unerforschte chemische Veränderungen in der Fe-Schicht räumlich darstellen.
Diese Studie erweitert die Vorteile von PEEM bei der Erkennung chemischer Unterschiede im Nanomaßstab und stellt eine aufschlussreiche Methode zur Oberflächenanalyse auf atomarer Ebene zum Verständnis des Korrosionsverhaltens von Ce-2507 vor.Es verwendet chemometrische K-Means-Clusterdaten24, um die globale chemische Zusammensetzung (Heterogenität) der beteiligten Elemente abzubilden und ihre chemischen Zustände in einer statistischen Darstellung darzustellen.Im Gegensatz zu herkömmlicher Korrosion, die durch den Zusammenbruch des Chromoxidfilms verursacht wird, sind die derzeitige schlechte Passivierung und Korrosionsbeständigkeit auf lokalisierte Fe3+-reiche Nanoinseln in der Nähe der Fe/Cr-Oxidschicht zurückzuführen, bei denen es sich möglicherweise um einen Angriff des Schutzoxids handelt.Es bildet an Ort und Stelle einen Film und verursacht Korrosion.
Das Korrosionsverhalten von verformtem SDSS 2507 wurde zunächst mithilfe elektrochemischer Messungen bewertet.Auf Abb.Abbildung 1 zeigt die Nyquist- und Bode-Kurven für ausgewählte Proben in sauren (pH = 1) wässrigen Lösungen von FeCl3 bei Raumtemperatur.Der ausgewählte Elektrolyt wirkt als starkes Oxidationsmittel und charakterisiert die Tendenz des Passivierungsfilms, sich aufzulösen.Obwohl das Material keinen stabilen Lochfraß bei Raumtemperatur erfuhr, lieferten diese Analysen Einblicke in mögliche Fehlerereignisse und Nachkorrosionsprozesse.Die Ersatzschaltung (Abb. 1d) wurde zur Anpassung der Spektren der elektrochemischen Impedanzspektroskopie (EIS) verwendet. Die entsprechenden Anpassungsergebnisse sind in Tabelle 1 aufgeführt. Beim Testen der lösungsbehandelten und warmumgeformten Proben traten unvollständige Halbkreise auf, während die entsprechenden komprimierten Halbkreise kaltgewalzt wurden (Abb. 1b).Im EIS-Spektrum kann der Halbkreisradius als Polarisationswiderstand (Rp)25,26 betrachtet werden.Der Rp von lösungsbehandeltem SDSS in Tabelle 1 beträgt etwa 135 kΩ cm–2, für warmgeformtes und kaltgewalztes SDSS können wir jedoch viel niedrigere Werte von 34,7 bzw. 2,1 kΩ cm–2 sehen.Dieser signifikante Rückgang des Rp weist auf eine nachteilige Auswirkung der plastischen Verformung auf die Passivierung und Korrosionsbeständigkeit hin, wie in früheren Berichten 27, 28, 29, 30 gezeigt.
a Nyquist-, b, c Bode-Impedanz- und Phasendiagramme sowie ein Ersatzschaltbildmodell für d, wobei RS der Elektrolytwiderstand, Rp der Polarisationswiderstand und QCPE das Konstantphasenelementoxid ist, das zur Modellierung der nichtidealen Kapazität (n) verwendet wird.Die EIS-Messungen wurden im Leerlaufpotential durchgeführt.
Die Konstanten erster Ordnung sind im Bode-Diagramm dargestellt und das Hochfrequenzplateau stellt den Elektrolytwiderstand RS26 dar.Wenn die Frequenz abnimmt, steigt die Impedanz und es wird ein negativer Phasenwinkel festgestellt, was auf eine Dominanz der Kapazität hinweist.Der Phasenwinkel nimmt zu, behält seinen Maximalwert in einem relativ weiten Frequenzbereich und nimmt dann ab (Abb. 1c).Allerdings liegt dieser Maximalwert in allen drei Fällen immer noch unter 90°, was auf ein nicht ideales kapazitives Verhalten aufgrund der kapazitiven Streuung hinweist.Daher wird das QCPE-Konstantphasenelement (CPE) verwendet, um die Grenzflächenkapazitätsverteilung darzustellen, die sich aus der Oberflächenrauheit oder -inhomogenität ergibt, insbesondere im Hinblick auf die atomare Skala, die fraktale Geometrie, die Elektrodenporosität, das ungleichmäßige Potenzial und die oberflächenabhängige Stromverteilung.Elektrodengeometrie31,32.CPE-Impedanz:
Dabei ist j die imaginäre Zahl und ω die Kreisfrequenz.QCPE ist eine frequenzunabhängige Konstante, die proportional zur aktiven offenen Fläche des Elektrolyten ist.n ist eine dimensionslose Leistungszahl, die die Abweichung vom idealen kapazitiven Verhalten eines Kondensators beschreibt, d. h. je näher n an 1 liegt, desto näher liegt CPE an der reinen Kapazität, und wenn n nahe bei Null liegt, ist es der Widerstand.Eine kleine Abweichung von n nahe 1 weist auf ein nicht ideales kapazitives Verhalten der Oberfläche nach der Polarisationsprüfung hin.Der QCPE von kaltgewalztem SDSS ist viel höher als bei ähnlichen Produkten, was bedeutet, dass die Oberflächenqualität weniger gleichmäßig ist.
Im Einklang mit den meisten Korrosionsbeständigkeitseigenschaften von rostfreien Stählen führt der relativ hohe Cr-Gehalt von SDSS aufgrund des Vorhandenseins eines passiven Schutzoxidfilms auf der Oberfläche im Allgemeinen zu einer überlegenen Korrosionsbeständigkeit von SDSS17.Dieser Passivierungsfilm ist normalerweise reich an Cr3+-Oxiden und/oder -Hydroxiden und enthält hauptsächlich Fe2+-, Fe3+-Oxide und/oder (Oxy)hydroxide 33 .Trotz gleicher Oberflächengleichmäßigkeit, passivierender Oxidschicht und keiner sichtbaren Beschädigung der Oberfläche, wie durch mikroskopische Bilder festgestellt,6,7 ist das Korrosionsverhalten von warmumgeformtem und kaltgewalztem SDSS unterschiedlich und erfordert daher eine eingehende Untersuchung der Verformungsmikrostruktur und der strukturellen Eigenschaften von Stahl.
Die Mikrostruktur von verformtem Edelstahl wurde quantitativ mithilfe interner und Synchrotron-Hochenergie-Röntgenstrahlen untersucht (Ergänzende Abbildungen 1, 2).Eine detaillierte Analyse finden Sie in den Zusatzinformationen.Obwohl sie weitgehend dem Typ der Hauptphase entsprechen, werden Unterschiede in den Phasenvolumenanteilen gefunden, die in der Ergänzungstabelle 1 aufgeführt sind. Diese Unterschiede können mit inhomogenen Phasenanteilen an der Oberfläche sowie mit volumetrischen Phasenanteilen in unterschiedlichen Tiefen in Verbindung gebracht werden.Nachweis durch Röntgenbeugung.(XRD) mit verschiedenen Energiequellen einfallender Photonen.Der relativ höhere Anteil an Austenit in kaltgewalzten Proben, der durch Röntgenbeugung aus einer Laborquelle ermittelt wurde, weist auf eine bessere Passivierung und folglich eine bessere Korrosionsbeständigkeit hin35, während genauere und statistische Ergebnisse auf gegensätzliche Trends bei den Phasenanteilen hinweisen.Darüber hinaus hängt die Korrosionsbeständigkeit von Stahl auch vom Grad der Kornfeinung, der Korngrößenreduzierung, der Zunahme der Mikroverformungen und der Versetzungsdichte ab, die während der thermomechanischen Behandlung auftreten36,37,38.Die warmumgeformten Proben weisen eine körnigere Beschaffenheit auf, was auf Körner im Mikrometerbereich hinweist, während die bei den kaltgewalzten Proben beobachteten glatten Ringe (ergänzende Abbildung 3) auf eine signifikante Kornverfeinerung im Nanomaßstab in früheren Arbeiten hinweisen6, die zur Filmpassivierung beitragen sollte.Bildung und Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit.Eine höhere Versetzungsdichte ist normalerweise mit einem geringeren Widerstand gegen Lochfraß verbunden, was gut mit elektrochemischen Messungen übereinstimmt.
Mit X-PEEM wurden Veränderungen im chemischen Zustand von Mikrodomänen elementarer Elemente systematisch untersucht.Trotz der Fülle an Legierungselementen wurden hier Cr, Fe, Ni und Ce39 ausgewählt, da Cr ein Schlüsselelement für die Bildung eines Passivierungsfilms ist, Fe das Hauptelement in Stahl ist und Ni die Passivierung verstärkt und die Ferrit-Austenit-Phasenstruktur sowie den Zweck der Ce-Modifizierung ausgleicht.Durch Anpassen der Energie der Synchrotronstrahlung wurde das RAS von der Oberfläche her mit den Hauptmerkmalen Cr (Kante L2,3), Fe (Kante L2,3), Ni (Kante L2,3) und Ce (Kante M4,5) beschichtet.Warmumformung und Kaltwalzen Ce-2507 SDSS.Eine entsprechende Datenanalyse wurde durchgeführt, indem die Energiekalibrierung mit veröffentlichten Daten integriert wurde (z. B. XAS 40, 41 auf Fe L2, 3 Kanten).
Auf Abb.Abbildung 2 zeigt X-PEEM-Bilder von warmumgeformtem (Abb. 2a) und kaltgewalztem (Abb. 2d) Ce-2507 SDSS und entsprechenden XAS-Kanten von Cr und Fe L2,3 an individuell markierten Stellen.Die L2,3-Kante des XAS untersucht die unbesetzten 3D-Zustände nach Elektronenphotoanregung auf den Spin-Bahn-Aufspaltungsebenen 2p3/2 (L3-Kante) und 2p1/2 (L2-Kante).Informationen über den Valenzzustand von Cr wurden von XAS an der L2,3-Kante in Abb. 2b erhalten, z.Vergleich mit Richtern.42,43 zeigte, dass in der Nähe der L3-Kante vier Peaks mit den Bezeichnungen A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) und D (582,2 eV) beobachtet wurden, die oktaedrisches Cr3+ widerspiegeln, das dem Cr2O3-Ion entspricht.Die experimentellen Spektren stimmen mit den theoretischen Berechnungen in den Feldern b und e überein, die aus mehreren Berechnungen des Kristallfelds an der Cr-L2,3-Grenzfläche unter Verwendung eines Kristallfelds von 2,0 eV44 erhalten wurden.Beide Oberflächen von warmverformtem und kaltgewalztem SDSS sind mit einer relativ gleichmäßigen Schicht Cr2O3 beschichtet.
a X-PEEM-Wärmebild von thermisch verformtem SDSS entsprechend b Cr L2.3-Kante und c Fe L2.3-Kante, dDie XAS-Spektren werden an verschiedenen räumlichen Positionen aufgetragen, die auf den Wärmebildern (a, d) markiert sind. Die orangefarbenen gepunkteten Linien in (b) und (e) stellen die simulierten XAS-Spektren von Cr3+ mit einem Kristallfeldwert von 2,0 eV dar.Verwenden Sie für X-PEEM-Bilder eine Thermopalette, um die Bildlesbarkeit zu verbessern, wobei Farben von Blau bis Rot proportional zur Intensität der Röntgenabsorption (von niedrig nach hoch) sind.
Unabhängig von der chemischen Umgebung dieser metallischen Elemente blieb der chemische Zustand der Zusätze von Ni- und Ce-Legierungselementen für beide Proben unverändert.Zusätzliche Zeichnung.Die Abbildungen 5-9 zeigen X-PEEM-Bilder und entsprechende XAS-Spektren für Ni und Ce an verschiedenen Positionen auf der Oberfläche warmumgeformter und kaltgewalzter Proben.Ni XAS zeigt die Oxidationsstufen von Ni2+ über die gesamte gemessene Oberfläche von warmumgeformten und kaltgewalzten Proben (Ergänzende Diskussion).Es ist zu beachten, dass bei warmumgeformten Proben das XAS-Signal von Ce nicht beobachtet wurde, während bei kaltgewalzten Proben das Spektrum von Ce3+ beobachtet wurde.Die Beobachtung von Ce-Flecken in kaltgewalzten Proben zeigte, dass Ce hauptsächlich in Form von Ausscheidungen auftritt.
Im thermisch verformten SDSS wurde keine lokale Strukturänderung des XAS an der Fe-L2,3-Kante beobachtet (Abb. 2c).Allerdings ändert die Fe-Matrix ihren chemischen Zustand mikroregional an sieben zufällig ausgewählten Punkten des kaltgewalzten SDSS, wie in Abb. 2f dargestellt.Um eine genaue Vorstellung von den Zustandsänderungen von Fe an den in Abb. 2f ausgewählten Stellen zu erhalten, wurden außerdem lokale Oberflächenstudien durchgeführt (Abb. 3 und ergänzende Abb. 10), bei denen kleinere kreisförmige Bereiche ausgewählt wurden.Die XAS-Spektren der Fe-L2,3-Kante von α-Fe2O3-Systemen und Fe2+-Oktaederoxiden wurden durch mehrere Kristallfeldberechnungen unter Verwendung von Kristallfeldern von 1,0 (Fe2+) und 1,0 (Fe3+)44 modelliert. Wir stellen fest, dass α-Fe2O3 und γ-Fe2O3 unterschiedliche lokale Symmetrien aufweisen45,46, Fe3O4 eine Kombination aus Fe2+ und Fe3+ aufweist,47 und FeO45 ein formal zweiwertiges Fe2+-Oxid ist (3d6). Wir stellen fest, dass α-Fe2O3 und γ-Fe2O3 unterschiedliche lokale Symmetrien aufweisen45,46, Fe3O4 eine Kombination aus Fe2+ und Fe3+ aufweist47 und FeO45 ein formal zweiwertiges Fe2+-Oxid (3d6) ist.Beachten Sie, dass α-Fe2O3 und γ-Fe2O3 unterschiedliche lokale Symmetrien aufweisen45,46, Fe3O4 kombiniert sowohl Fe2+ als auch Fe3+47 und FeO45 in Form des formal zweiwertigen Oxids Fe2+ (3d6).Beachten Sie, dass α-Fe2O3 und γ-Fe2O3 unterschiedliche lokale Symmetrien aufweisen45,46, Fe3O4 eine Kombination aus Fe2+ und Fe3+ aufweist,47 und FeO45 als formales zweiwertiges Fe2+-Oxid (3d6) fungiert.Alle Fe3+-Ionen in α-Fe2O3 haben nur Oh-Positionen, während γ-Fe2O3 normalerweise durch Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-Spinell mit Leerstellen in eg-Positionen dargestellt wird.Daher haben die Fe3+-Ionen in γ-Fe2O3 sowohl Td- als auch Oh-Positionen.Wie in einer früheren Arbeit45 erwähnt, ist das Intensitätsverhältnis der beiden zwar unterschiedlich, ihr Intensitätsverhältnis eg/t2g beträgt jedoch ≈1, während in diesem Fall das beobachtete Intensitätsverhältnis eg/t2g etwa 1 beträgt. Dies schließt die Möglichkeit aus, dass in der aktuellen Situation nur Fe3+ vorhanden ist.Betrachtet man den Fall von Fe3O4 sowohl mit Fe2+ als auch Fe3+, deutet das erste Merkmal, von dem bekannt ist, dass es eine schwächere (stärkere) L3-Kante für Fe aufweist, auf einen kleineren (größeren) unbesetzten Zustand t2g hin.Dies gilt für Fe2+ (Fe3+), was zeigt, dass das erste Merkmal des Anstiegs auf einen Anstieg des Gehalts an Fe2+47 hinweist.Diese Ergebnisse zeigen, dass die Koexistenz von Fe2+ und γ-Fe2O3, α-Fe2O3 und/oder Fe3O4 auf der kaltgewalzten Oberfläche der Verbundwerkstoffe dominiert.
Vergrößerte Photoelektronen-Wärmebildaufnahmen der XAS-Spektren (a, c) und (b, d), die die Fe-L2,3-Kante an verschiedenen räumlichen Positionen innerhalb ausgewählter Regionen 2 und E in Abb. kreuzen.2d.
Die erhaltenen experimentellen Daten (Abb. 4a und ergänzende Abb. 11) werden aufgezeichnet und mit den Daten für die reinen Verbindungen 40, 41, 48 verglichen. Drei verschiedene Arten experimentell beobachteter Fe-L-Kanten-XAS-Spektren (XAS-1, XAS-2 und XAS-3: Abb. 4a).Insbesondere wurde das Spektrum 2-a (bezeichnet alsZur Identifizierung der in der untersuchten Probe vorhandenen Valenzzustände wurden in der Regel vier Parameter herangezogen: (1) spektrale Merkmale L3 und L2, (2) Energiepositionen der Merkmale L3 und L2, (3) Energiedifferenz L3-L2., (4) L2/L3-Intensitätsverhältnis.Den visuellen Beobachtungen zufolge (Abb. 4a) sind alle drei Fe-Komponenten, nämlich Fe0, Fe2+ und Fe3+, auf der untersuchten SDSS-Oberfläche vorhanden.Das berechnete Intensitätsverhältnis L2/L3 zeigte auch das Vorhandensein aller drei Komponenten an.
a Simulierte XAS-Spektren von Fe mit beobachteten drei verschiedenen experimentellen Daten (durchgezogene Linien XAS-1, XAS-2 und LCF-Daten (durchgezogene schwarze Linie) und auch in Form von XAS-3-Spektren mit den Standards Fe3O4 (Mischzustand von Fe) und Fe2O3 (reines Fe3+).
Zur Quantifizierung der Eisenoxidzusammensetzung wurde eine lineare Kombinationsanpassung (LCF) der drei Standards 40, 41, 48 verwendet.LCF wurde für drei ausgewählte Fe-L-Kanten-XAS-Spektren mit dem höchsten Kontrast implementiert, nämlich XAS-1, XAS-2 und XAS-3, wie in Abb. 4b – d dargestellt.Bei LCF-Fittings wurden in allen Fällen 10 % Fe0 berücksichtigt, da wir in allen Daten einen kleinen Vorsprung beobachteten und auch aufgrund der Tatsache, dass metallisches Eisen der Hauptbestandteil von Stahl ist. Tatsächlich ist die Prüftiefe von X-PEEM für Fe (~6 nm)49 größer als die geschätzte Dicke der Oxidationsschicht (etwas > 4 nm), was die Erkennung von Signalen aus der Eisenmatrix (Fe0) unter der Passivierungsschicht ermöglicht. Tatsächlich ist die Prüftiefe von X-PEEM für Fe (~6 nm)49 größer als die geschätzte Dicke der Oxidationsschicht (etwas > 4 nm), was die Erkennung von Signalen aus der Eisenmatrix (Fe0) unter der Passivierungsschicht ermöglicht. Wahrscheinlich ist X-PEEM für Fe (~ 6 nm) 49 g geeignet, da es sich um eine bestimmte Zeitspanne (nicht mehr als 4 nm) handelt Elektrische Matrizen (Fe0) auf passivem Niveau. Tatsächlich ist die Sonden-X-PEEM-Tiefe für Fe (~6 nm)49 größer als die angenommene Dicke der Oxidationsschicht (etwas >4 nm), was es ermöglicht, das Signal von der Eisenmatrix (FeO) unter der Passivierungsschicht zu erfassen.事实上,方的铁基体（Fe0）的信号。事实上, X-PEEM und Fe (~ 6 nm) 49 的化层 下方 铁基体 (fe0) 的Faktisches, gehärtetes Eisen Fe (~ 6 nm) 49 mm lang Das Signal der gelben Matrix (Fe0) ist nicht passiviert. Tatsächlich ist die Detektionstiefe von Fe (~6 nm) 49 durch X-PEEM größer als die erwartete Dicke der Oxidschicht (etwas > 4 nm), was die Detektion des Signals von der Eisenmatrix (Fe0) unterhalb der Passivierungsschicht ermöglicht. .Verschiedene Kombinationen von Fe2+ und Fe3+ wurden durchgeführt, um die bestmögliche Lösung für die beobachteten experimentellen Daten zu finden.Auf Abb.4b zeigt das XAS-1-Spektrum für die Kombination von Fe2+ und Fe3+, wobei die Anteile von Fe2+ und Fe3+ um etwa 45 % ähnlich waren, was auf gemischte Oxidationsstufen von Fe hinweist.Im XAS-2-Spektrum hingegen beträgt der Anteil an Fe2+ und Fe3+ etwa 30 % bzw. 60 %.Fe2+ ​​​​ist kleiner als Fe3+.Das Verhältnis von Fe2+ zu Fe3 von 1:2 bedeutet, dass Fe3O4 im gleichen Verhältnis zwischen Fe-Ionen gebildet werden kann.Darüber hinaus beträgt der Anteil von Fe2+ und Fe3+ im XAS-3-Spektrum ~10 % bzw. 80 %, was auf eine höhere Umwandlung von Fe2+ in Fe3+ hinweist.Wie oben erwähnt, kann Fe3+ aus α-Fe2O3, γ-Fe2O3 oder Fe3O4 stammen.Um die wahrscheinlichste Quelle von Fe3+ zu verstehen, wurde das XAS-3-Spektrum mit verschiedenen Fe3+-Standards in Abbildung 4e dargestellt, wobei bei Berücksichtigung des B-Peaks Ähnlichkeit mit beiden Standards gezeigt wurde.Die Intensität der Schulterpeaks (A: von Fe2+) und das B/A-Intensitätsverhältnis deuten jedoch darauf hin, dass das Spektrum von XAS-3 dem Spektrum von γ-Fe2O3 nahe kommt, aber nicht mit diesem übereinstimmt.Im Vergleich zu massivem γ-Fe2O3 weist der Fe 2p-XAS-Peak von A SDSS eine etwas höhere Intensität auf (Abb. 4e), was auf eine höhere Intensität von Fe2+ hinweist.Obwohl das Spektrum vonDiskussion aufgrund der Komplexität der verschiedenen Faktoren, die das endgültige Spektrum beeinflussen41.
Zusätzlich zu den oben beschriebenen spektralen Unterschieden im chemischen Zustand der ausgewählten interessierenden Regionen wurde auch die globale chemische Heterogenität der Schlüsselelemente Cr und Fe bewertet, indem alle auf der Probenoberfläche erhaltenen XAS-Spektren mithilfe der K-Means-Clustering-Methode klassifiziert wurden.Die Cr-L-Kantenprofile bilden zwei räumlich verteilte optimale Cluster in den in den Abbildungen gezeigten warmumgeformten und kaltgewalzten Proben.5. Es ist klar, dass keine lokalen Strukturveränderungen als ähnlich wahrgenommen werden, da die beiden Schwerpunkte der XAS-Cr-Spektren vergleichbar sind.Diese Spektralformen der beiden Cluster sind nahezu identisch mit denen von Cr2O342, was bedeutet, dass die Cr2O3-Schichten auf dem SDSS relativ gleichmäßig verteilt sind.
Cr L K bedeutet Randregionscluster und b sind die entsprechenden XAS-Schwerpunkte.Ergebnisse des K-Mittel-X-PEEM-Vergleichs von kaltgewalztem SDSS: c Cr L2.3-Kantenbereich von K-Mittel-Clustern und d entsprechende XAS-Schwerpunkte.
Um komplexere FeL-Kantenkarten zu veranschaulichen, wurden vier und fünf optimierte Cluster und ihre zugehörigen Schwerpunkte (Spektralprofile) für warmumgeformte bzw. kaltgewalzte Proben verwendet.Daher kann der Prozentsatz (%) von Fe2+ und Fe3+ durch Anpassen des in Abb. 4 gezeigten LCF ermittelt werden.Das Pseudoelektrodenpotential Epseudo als Funktion von Fe0 wurde verwendet, um die mikrochemische Inhomogenität des Oberflächenoxidfilms aufzudecken.Epseudo wird durch die Mischungsregel grob geschätzt,
wobei \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) gleich \(\rm{Fe} + 2e^ – \ zu \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 bzw. 0,036 V.Regionen mit niedrigerem Potenzial weisen einen höheren Gehalt der Fe3+-Verbindung auf.Die Potentialverteilung in thermisch verformten Proben hat einen schichtförmigen Charakter mit einer maximalen Änderung von etwa 0,119 V (Abb. 6a, b).Diese Potentialverteilung steht in engem Zusammenhang mit der Oberflächentopographie (Abb. 6a).Es wurden keine weiteren positionsabhängigen Veränderungen im darunter liegenden laminaren Inneren beobachtet (Abb. 6b).Im Gegensatz dazu kann man für die Verbindung unterschiedlicher Oxide mit unterschiedlichen Gehalten an Fe2+ und Fe3+ in kaltgewalztem SDSS eine ungleichmäßige Natur des Pseudopotentials beobachten (Abb. 6c, d).Fe3+-Oxide und/oder (Oxy)hydroxide sind die Hauptbestandteile von Rost in Stahl und durchlässig für Sauerstoff und Wasser50.In diesem Fall gelten die Fe3+-reichen Inseln als lokal verteilt und können als korrodierte Gebiete betrachtet werden.Gleichzeitig kann der Gradient im Potentialfeld und nicht der Absolutwert des Potentials als Indikator für die Lokalisierung aktiver Korrosionsstellen verwendet werden.Diese ungleichmäßige Verteilung von Fe2+ und Fe3+ auf der Oberfläche von kaltgewalztem SDSS kann die lokale Chemie verändern und eine praktischere aktive Oberfläche beim Abbau des Oxidfilms und bei Korrosionsreaktionen bereitstellen, wodurch die darunter liegende Metallmatrix weiter korrodieren kann, was zu interner Heterogenität führt.Eigenschaften und reduzieren die Schutzeigenschaften der Passivierungsschicht.
K-Mittelwert-Cluster und entsprechende XAS-Schwerpunkte im Fe-L2.3-Randbereich von warmverformtem X-PEEM ac und df von kaltgewalztem SDSS.a, d K-Means-Clusterdiagramme überlagert mit X-PEEM-Bildern.Das berechnete Pseudoelektrodenpotential (Epseudo) wird zusammen mit dem K-Means-Clusterdiagramm erwähnt.Die Helligkeit des X-PEEM-Bildes ist wie die Farbe in Abb. 2 proportional zur Röntgenabsorptionsintensität.
Relativ einheitliches Cr, aber ein unterschiedlicher chemischer Zustand von Fe führt zu unterschiedlichen Oxidfilmschäden und Korrosionsmustern in warmumgeformtem und kaltgewalztem Ce-2507.Diese Eigenschaft von kaltgewalztem Ce-2507 wurde gut untersucht.Bezüglich der Bildung von Oxiden und Hydroxiden des Fe in der Umgebungsluft in dieser nahezu neutralen Arbeit sind die Reaktionen wie folgt:
Die oben genannten Reaktionen treten in den folgenden Szenarien basierend auf der X-PEEM-Analyse auf.Eine kleine Schulter, die Fe0 entspricht, ist mit dem darunter liegenden metallischen Eisen verbunden.Die Reaktion von metallischem Fe mit der Umgebung führt zur Bildung einer Fe(OH)2-Schicht (Gleichung (5)), die das Fe2+-Signal im Fe-L-Kanten-XAS verstärkt.Längerer Kontakt mit Luft kann nach Fe(OH)252,53 zur Bildung von Fe3O4- und/oder Fe2O3-Oxiden führen.In der Cr3+-reichen Schutzschicht können sich auch zwei stabile Formen von Fe bilden, Fe3O4 und Fe2O3, wobei Fe3O4 eine gleichmäßige und klebrige Struktur bevorzugt.Das Vorhandensein beider führt zu gemischten Oxidationsstufen (XAS-1-Spektrum).Das XAS-2-Spektrum entspricht hauptsächlich Fe3O4.Während die Beobachtung von XAS-3-Spektren an mehreren Stellen eine vollständige Umwandlung in γ-Fe2O3 anzeigte.Da die Eindringtiefe der entfalteten Röntgenstrahlung etwa 50 nm beträgt, führt das Signal aus der unteren Schicht zu einer höheren Intensität des A-Peaks.
Das XPA-Spektrum zeigt, dass die Fe-Komponente im Oxidfilm eine Schichtstruktur kombiniert mit einer Cr-Oxidschicht aufweist.Im Gegensatz zu den Passivierungserscheinungen aufgrund lokaler Inhomogenität von Cr2O3 während der Korrosion ist hier trotz der gleichmäßigen Cr2O3-Schicht in dieser Arbeit eine geringe Korrosionsbeständigkeit, insbesondere bei kaltgewalzten Proben, zu beobachten.Das beobachtete Verhalten kann als Heterogenität der chemischen Oxidationsstufe in der oberen Schicht (Fe) verstanden werden, die sich auf die Korrosionsleistung auswirkt.Aufgrund der gleichen Stöchiometrie der oberen Schicht (Eisenoxid) und der unteren Schicht (Chromoxid)52,53 führt eine bessere Wechselwirkung (Adhäsion) zwischen ihnen zu einem langsameren Transport von Metall- oder Sauerstoffionen im Gitter, was wiederum zu einer Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit führt.Daher ist ein kontinuierliches stöchiometrisches Verhältnis, also eine Oxidationsstufe von Fe, abrupten stöchiometrischen Änderungen vorzuziehen.Das wärmeverformte SDSS hat eine gleichmäßigere Oberfläche, eine dichtere Schutzschicht und eine bessere Korrosionsbeständigkeit.Bei kaltgewalztem SDSS hingegen beeinträchtigt das Vorhandensein von Fe3+-reichen Inseln unter der Schutzschicht die Integrität der Oberfläche und führt zu galvanischer Korrosion mit dem nahegelegenen Substrat, was zu einem starken Abfall des Rp führt (Tabelle 1).Das EIS-Spektrum und seine Korrosionsbeständigkeit werden reduziert.Es ist ersichtlich, dass die lokale Verteilung von Fe3+-reichen Inseln aufgrund plastischer Verformung hauptsächlich die Korrosionsbeständigkeit beeinflusst, was einen Durchbruch in dieser Arbeit darstellt.Daher präsentiert diese Studie spektroskopische mikroskopische Bilder der Verringerung der Korrosionsbeständigkeit von SDSS-Proben, die mit der plastischen Verformungsmethode untersucht wurden.
Darüber hinaus zeigt die Legierung mit seltenen Erden in Dualphasenstählen zwar eine bessere Leistung, die Wechselwirkung dieses Zusatzelements mit der einzelnen Stahlmatrix im Hinblick auf das Korrosionsverhalten ist laut spektroskopischer Mikroskopie jedoch weiterhin unklar.Das Auftreten von Ce-Signalen (über XAS-M-Kanten) tritt beim Kaltwalzen nur an wenigen Stellen auf, verschwindet jedoch bei der Heißverformung des SDSS, was eher auf eine lokale Ausfällung von Ce in der Stahlmatrix als auf eine homogene Legierung hinweist.Obwohl die mechanischen Eigenschaften von SDSS nicht wesentlich verbessert werden6,7, verringert das Vorhandensein von Seltenerdelementen die Größe der Einschlüsse und soll die Lochfraßbildung im Anfangsbereich verhindern54.
Zusammenfassend offenbart diese Arbeit die Auswirkung der Oberflächenheterogenität auf die Korrosion von mit Cer modifiziertem 2507 SDSS durch Quantifizierung des chemischen Gehalts nanoskaliger Komponenten.Wir beantworten die Frage, warum Edelstahl selbst unter einer schützenden Oxidschicht korrodiert, indem wir seine Mikrostruktur, Oberflächenchemie und Signalverarbeitung mithilfe von K-Means-Clustering quantifizieren.Es wurde festgestellt, dass Inseln, die reich an Fe3+ sind, einschließlich ihrer oktaedrischen und tetraedrischen Koordination entlang der gesamten Struktur des gemischten Fe2+/Fe3+, die Quelle von Schäden und Korrosion des kaltgewalzten Oxidfilms SDSS sind.Von Fe3+ dominierte Nanoinseln führen zu einer schlechten Korrosionsbeständigkeit, selbst wenn eine ausreichende stöchiometrische Cr2O3-Passivierungsschicht vorhanden ist.Neben methodischen Fortschritten bei der Bestimmung der Auswirkung nanoskaliger chemischer Heterogenität auf die Korrosion wird erwartet, dass die laufenden Arbeiten technische Prozesse zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit von rostfreien Stählen während der Stahlherstellung inspirieren werden.
Zur Herstellung des in dieser Studie verwendeten Ce-2507-SDSS-Barrens wurde eine gemischte Zusammensetzung aus einer Fe-Ce-Vorlegierung, die mit einem reinen Eisenrohr versiegelt war, in einem 150-kg-Mittelfrequenz-Induktionsofen geschmolzen, um geschmolzenen Stahl zu erzeugen, und in eine Form gegossen.Die gemessenen chemischen Zusammensetzungen (Gew.-%) sind in der Ergänzungstabelle 2 aufgeführt. Die Barren werden zunächst heiß zu Blöcken geschmiedet.Dann wurde es 60 Minuten lang bei 1050 °C geglüht, um Stahl im Zustand einer festen Lösung zu erhalten, und dann in Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt.Die untersuchten Proben wurden mithilfe von TEM und DOE detailliert untersucht, um die Phasen, Korngröße und Morphologie zu untersuchen.Detailliertere Informationen zu Mustern und Produktionsprozessen finden Sie in anderen Quellen6,7.
Zylindrische Proben (φ10 mm × 15 mm) für die Heißkompression wurden so verarbeitet, dass die Achse des Zylinders parallel zur Verformungsrichtung des Blocks verlief.Die Hochtemperaturkompression wurde bei verschiedenen Temperaturen im Bereich von 1000–1150 °C unter Verwendung eines thermischen Gleeble-3800-Simulators und einer konstanten Dehnungsrate im Bereich von 0,01–10 s-1 durchgeführt.Vor der Verformung wurden die Proben 2 Minuten lang mit einer Geschwindigkeit von 10 °C s-1 auf eine ausgewählte Temperatur erhitzt, um den Temperaturgradienten zu beseitigen.Nach Erreichen der Temperaturgleichmäßigkeit wurde die Probe auf einen tatsächlichen Dehnungswert von 0,7 verformt.Nach der Verformung wurden die Proben sofort mit Wasser abgeschreckt, um die deformierte Struktur zu bewahren.Anschließend wird die ausgehärtete Probe parallel zur Kompressionsrichtung geschnitten.Für diese spezielle Studie haben wir eine Probe mit einem Heißdehnungszustand von 1050 °C, 10 s-1 ausgewählt, da die beobachtete Mikrohärte höher war als bei anderen Proben7.
Massive (80 × 10 × 17 mm3) Proben der festen Ce-2507-Lösung wurden in einem LG-300-Dreiphasen-Asynchron-Zweiwalzenwerk mit den besten mechanischen Eigenschaften unter allen anderen Verformungsstufen6 verwendet.Die Dehnungsrate und die Dickenreduzierung für jeden Pfad betragen 0,2 m·s-1 bzw. 5 %.
Eine elektrochemische Workstation vom Typ Autolab PGSTAT128N wurde für elektrochemische SDSS-Messungen nach dem Kaltwalzen auf eine Dickenreduzierung von 90 % (1,0 äquivalente wahre Dehnung) und nach dem Heißpressen bei 1050 °C für 10 s-1 auf eine wahre Dehnung von 0,7 verwendet.Die Workstation verfügt über eine Drei-Elektroden-Zelle mit einer gesättigten Kalomelelektrode als Referenzelektrode, einer Graphit-Gegenelektrode und einer SDSS-Probe als Arbeitselektrode.Die Proben wurden in Zylinder mit einem Durchmesser von 11,3 mm geschnitten, an deren Seiten Kupferdrähte angelötet waren.Anschließend wurden die Proben mit Epoxidharz fixiert, wobei eine offene Arbeitsfläche von 1 cm2 als Arbeitselektrode (Unterseite der zylindrischen Probe) verblieb.Seien Sie beim Aushärten des Epoxidharzes und beim anschließenden Schleifen und Polieren vorsichtig, um Risse zu vermeiden.Die Arbeitsflächen wurden mit einer Diamantpoliersuspension mit einer Partikelgröße von 1 μm geschliffen und poliert, mit destilliertem Wasser und Ethanol gewaschen und an kalter Luft getrocknet.Vor den elektrochemischen Messungen wurden die polierten Proben mehrere Tage lang der Luft ausgesetzt, um einen natürlichen Oxidfilm zu bilden.Eine wässrige Lösung von FeCl3 (6,0 Gew.-%), stabilisiert auf pH = 1,0 ± 0,01 mit HCl gemäß ASTM-Empfehlungen, wird verwendet, um die Korrosion von Edelstahl55 zu beschleunigen, da dieser in Gegenwart von Chloridionen mit starker Oxidationskapazität und niedrigem pH-Wert korrosiv ist. Umweltstandards G48 und A923.Tauchen Sie die Probe 1 Stunde lang in die Testlösung, um einen nahezu stabilen Zustand zu erreichen, bevor Sie Messungen durchführen.Für fest gelöste, warmumgeformte und kaltgewalzte Proben wurden Impedanzmessungen bei Leerlaufpotentialen (OPC) von 0,39, 0,33 bzw. 0,25 V im Frequenzbereich von 1·105 bis 0,1 Hz mit einer Amplitude von 5 mV durchgeführt.Alle chemischen Tests wurden mindestens dreimal unter den gleichen Bedingungen wiederholt, um die Reproduzierbarkeit der Daten sicherzustellen.
Für HE-SXRD-Messungen wurden rechteckige Duplex-Stahlblöcke mit den Maßen 1 × 1 × 1,5 mm3 gemessen, um die Strahlphasenzusammensetzung eines Brockhouse-Hochenergie-Wigglers am CLS, Kanada, zu quantifizieren56.Die Datenerfassung erfolgte in Debye-Scherrer-Geometrie oder Transmissionsgeometrie bei Raumtemperatur.Die mit dem LaB6-Kalibrator kalibrierte Röntgenwellenlänge beträgt 0,212561 Å, was 58 keV entspricht, was viel höher ist als die von Cu Kα (8 keV), die üblicherweise als Laborröntgenquelle verwendet wird.Die Probe befand sich in einem Abstand von 740 mm vom Detektor.Das Detektionsvolumen jeder Probe beträgt 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, was durch die Strahlgröße und die Probendicke bestimmt wird.Alle Daten wurden mit einem Flächendetektor von Perkin Elmer, einem Flachbildschirm-Röntgendetektor, 200 µm Pixel, 40×40 cm2, bei einer Belichtungszeit von 0,3 s und 120 Bildern erfasst.
X-PEEM-Messungen an zwei ausgewählten Modellsystemen wurden an der Beamline MAXPEEM PEEM-Endstation im MAX IV-Labor (Lund, Schweden) durchgeführt.Die Probenvorbereitung erfolgte analog zur elektrochemischen Messung.Die vorbereiteten Proben wurden mehrere Tage an der Luft gehalten und in einer Ultrahochvakuumkammer entgast, bevor sie mit Synchrotronphotonen bestrahlt wurden.Die Energieauflösung der Strahllinie wurde durch Messung des Ionenausbeutespektrums im Anregungsbereich von N 1 s bis 1\(\pi _g^ \ast\) nahe hv = 401 eV in N2 mit der Abhängigkeit der Photonenenergie von E3/2 erhalten, 57. Näherungsspektren ergaben ΔE (Breite der Spektrallinie) von etwa 0,3 eV im gemessenen Energiebereich. Daher wurde die Energieauflösung der Strahllinie auf E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 und der Fluss auf ≈1012 ph/s geschätzt, indem ein modifizierter SX-700-Monochromator mit einem Si-1200-Linien-mm-1-Gitter für die Fe 2p L2,3-Kante, Cr 2p L2,3-Kante, Ni 2p L2,3-Kante und Ce M4,5-Kante verwendet wurde. Daher wurde die Energieauflösung der Strahllinie auf E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 und der Fluss auf ≈1012 ph/s geschätzt, indem ein modifizierter SX-700-Monochromator mit einem Si-1200-Linien-mm-1-Gitter für die Fe 2p L2.3-Kante, Cr 2p L2.3-Kante, Ni 2p L2.3-Kante und Ce M4.5-Kante verwendet wurde. Als Ergebnis wurde die energetische Auflösung des Kanalkanals mit E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 und ≈1012 ф/s durch die Verwendung von Modifikatoren ermittelt Der neueste Monochromator SX-700 mit einer Leistung von 1200 S/mm Si für Fe-Keramik 2p L2,3, Chrom Cr 2p L2,3, Ni 2p L2,3 und Ce M4,5. Daher wurde die Energieauflösung des Strahlkanals auf E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 und einen Fluss von ≈1012 f/s unter Verwendung eines modifizierten SX-700-Monochromators mit einem Si-Gitter von 1200 Linien/mm für Fe-Kante 2p L2,3, Cr-Kante 2p L2,3, Ni-Kante 2p L2,3 und Ce-Kante M4,5 geschätzt.因此, 光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s, 通过使用带有Si 1200 线mm-1 Der Hersteller SX-700 hat folgende Eigenschaften: Fe 2p L2,3, Cr 2p L2,3, Ni 2p L2,3 und Ce M4,5.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, 使用 带有 带有 1200 线 mm-1 Produktbeschreibung SX-700 ProduktdetailsDies gilt bei Verwendung eines modifizierten SX-700-Monochromators mit einem 1200-Linien-Si-Gitter.3, Cr-Kante 2p L2,3, Ni-Kante 2p L2,3 und Ce-Kante M4,5.Scannen Sie die Photonenenergie in 0,2 eV-Schritten.Bei jeder Energie wurden PEEM-Bilder mit einem fasergekoppelten CMOS-Detektor TVIPS F-216 mit 2 x 2 Bins aufgezeichnet, der eine Auflösung von 1024 × 1024 Pixel in einem Sichtfeld von 20 µm liefert.Die Belichtungszeit der Bilder betrug 0,2 s, durchschnittlich 16 Bilder.Die Photoelektronenbildenergie wird so gewählt, dass das maximale Sekundärelektronensignal bereitgestellt wird.Alle Messungen wurden bei senkrechtem Einfall mit einem linear polarisierten Photonenstrahl durchgeführt.Weitere Informationen zu Messungen finden Sie in einer früheren Studie.Nach der Untersuchung des TEY-Detektionsmodus (Total Electron Yield) und seiner Anwendung in X-PEEM49 wird die Versuchstiefe dieser Methode auf etwa 4–5 nm für das Cr-Signal und etwa 6 nm für Fe geschätzt.Die Cr-Tiefe liegt sehr nahe an der Dicke des Oxidfilms (~4 nm)60,61, während die Fe-Tiefe größer als die Dicke ist.Das am Rand von Fe L gesammelte XRD ist eine Mischung aus XRD von Eisenoxiden und FeO aus der Matrix.Im ersten Fall stammt die Intensität der emittierten Elektronen von allen möglichen Arten von Elektronen, die zum TEY beitragen.Ein reines Eisensignal erfordert jedoch eine höhere kinetische Energie, damit die Elektronen durch die Oxidschicht an die Oberfläche gelangen und vom Analysator gesammelt werden.In diesem Fall ist das Fe0-Signal hauptsächlich auf LVV-Auger-Elektronen sowie von ihnen emittierte Sekundärelektronen zurückzuführen.Darüber hinaus nimmt die von diesen Elektronen beigesteuerte TEY-Intensität während des Elektronenfluchtwegs ab, wodurch die Fe0-Spektralantwort in der Eisen-XAS-Karte weiter verringert wird.
Die Integration von Data Mining in einen Datenwürfel (X-PEEM-Daten) ist ein wichtiger Schritt bei der Extraktion relevanter Informationen (chemische oder physikalische Eigenschaften) in einem mehrdimensionalen Ansatz.K-Means-Clustering wird häufig in verschiedenen Bereichen eingesetzt, darunter maschinelles Sehen, Bildverarbeitung, unbeaufsichtigte Mustererkennung, künstliche Intelligenz und klassifizierende Analyse.Beispielsweise hat sich das K-Means-Clustering bei der Clusterung hyperspektraler Bilddaten gut bewährt.Im Prinzip kann der K-Means-Algorithmus Daten mit mehreren Merkmalen einfach anhand von Informationen über ihre Attribute (Photonenenergieeigenschaften) gruppieren.K-Means-Clustering ist ein iterativer Algorithmus zur Aufteilung von Daten in K nicht überlappende Gruppen (Cluster), wobei jedes Pixel abhängig von der räumlichen Verteilung der chemischen Inhomogenität in der mikrostrukturellen Zusammensetzung des Stahls zu einem bestimmten Cluster gehört.Der K-Means-Algorithmus umfasst zwei Stufen: In der ersten Stufe werden K Schwerpunkte berechnet und in der zweiten Stufe wird jedem Punkt ein Cluster mit benachbarten Schwerpunkten zugewiesen.Der Schwerpunkt eines Clusters ist definiert als das arithmetische Mittel der Datenpunkte (XAS-Spektrum) für diesen Cluster.Es gibt verschiedene Abstände, um benachbarte Schwerpunkte als euklidischen Abstand zu definieren.Für ein Eingabebild mit px,y (wobei x und y die Auflösung in Pixeln sind) ist CK der Schwerpunkt des Clusters;Dieses Bild kann dann mithilfe von K-means63 in K Cluster segmentiert (geclustert) werden.Die letzten Schritte des K-Means-Clustering-Algorithmus sind:
Schritt 2. Berechnen Sie die Zugehörigkeit aller Pixel entsprechend dem aktuellen Schwerpunkt.Er wird beispielsweise aus dem euklidischen Abstand d zwischen der Mitte und jedem Pixel berechnet:
Schritt 3 Ordnen Sie jedes Pixel dem nächstgelegenen Schwerpunkt zu.Berechnen Sie dann die K-Schwerpunktpositionen wie folgt neu:
Schritt 4. Wiederholen Sie den Vorgang (Gleichungen (7) und (8)), bis die Schwerpunkte konvergieren.Die endgültigen Ergebnisse der Clusterqualität korrelieren stark mit der besten Wahl der anfänglichen Schwerpunkte.Für die PEEM-Datenstruktur von Stahlbildern ist X (x × y × λ) typischerweise ein Würfel aus 3D-Array-Daten, während die x- und y-Achsen räumliche Informationen (Pixelauflösung) darstellen und die λ-Achse einem Photon entspricht.Energiespektralbild.Der K-Means-Algorithmus wird verwendet, um interessierende Bereiche in X-PEEM-Daten zu untersuchen, indem Pixel (Cluster oder Unterblöcke) nach ihren spektralen Merkmalen getrennt und die besten Schwerpunkte (XAS-Spektralprofile) für jeden Analyten extrahiert werden.Cluster).Es wird verwendet, um räumliche Verteilung, lokale spektrale Änderungen, Oxidationsverhalten und chemische Zustände zu untersuchen.Beispielsweise wurde der K-Means-Clustering-Algorithmus für Fe-L-Kanten- und Cr-L-Kantenbereiche in warmumgeformtem und kaltgewalztem X-PEEM verwendet.Verschiedene Anzahlen von K-Clustern (Mikrostrukturregionen) wurden getestet, um die optimalen Cluster und Schwerpunkte zu finden.Wenn diese Zahlen angezeigt werden, werden die Pixel den entsprechenden Clusterschwerpunkten neu zugewiesen.Jede Farbverteilung entspricht dem Zentrum des Clusters und zeigt die räumliche Anordnung chemischer oder physikalischer Objekte.Die extrahierten Schwerpunkte sind lineare Kombinationen reiner Spektren.
Daten, die die Ergebnisse dieser Studie stützen, sind auf begründete Anfrage beim jeweiligen WC-Autor erhältlich.
Sieurin, H. & Sandström, R. Bruchzähigkeit eines geschweißten Duplex-Edelstahls. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruchzähigkeit eines geschweißten Duplex-Edelstahls. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruchzähigkeit von geschweißtem Duplex-Edelstahl. 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. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruchzähigkeit von geschweißten Duplex-Edelstählen.Britannia.Bruchteil.Fell.73, 377–390 (2006).
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