Dankon pro via vizito al Nature.com. La retumilversio, kiun vi uzas, havas limigitan subtenon por CSS. Por la plej bona sperto, ni rekomendas, ke vi uzu ĝisdatigitan retumilon (aŭ malŝaltu la Kongruecan Reĝimon en Internet Explorer). Dume, por certigi daŭran subtenon, ni prezentos la retejon sen stiloj kaj JavaScript.
La vaste uzata rustorezista ŝtalo kaj ĝiaj forĝitaj versioj estas rezistemaj al korodo en ĉirkaŭaj kondiĉoj pro la pasiviga tavolo konsistanta el kroma oksido. Korodo kaj erozio de ŝtalo estas tradicie asociitaj kun la detruo de ĉi tiuj tavoloj, sed malofte je la mikroskopa nivelo, depende de la origino de la surfaca nehomogeneco. En ĉi tiu laboro, la nanoskala surfaca kemia diverseco detektita per spektroskopa mikroskopio kaj kemometria analizo neatendite dominas la putriĝon kaj korodon de malvarme rulita cerio-modifita superdupleksa rustorezista ŝtalo 2507 (SDSS) dum ĝia varma deforma konduto. aliflanke. Kvankam rentgen-fotoelektrona mikroskopio montris relative unuforman kovron de la natura Cr2O3-tavolo, malvarme rulita SDSS montris malbonajn pasivigajn rezultojn pro la lokigita distribuo de Fe3+-riĉaj nanoinsuloj sur la Fe/Cr-oksida tavolo. Ĉi tiu scio je la atomnivelo provizas profundan komprenon pri la korodo de rustorezista ŝtalo kaj estas atendata helpi kontraŭbatali korodon de similaj alt-alojaj metaloj.
Ekde la invento de neoksidebla ŝtalo, la korodrezisto de fero-kromaj alojoj estas atribuita al kromo, kiu formas fortan oksidon/oksihidroksidon montrantan pasivigan konduton en la plej multaj medioj. Kompare kun konvenciaj (aŭstenitaj kaj feritaj) neoksideblaj ŝtaloj, superdupleksaj neoksideblaj ŝtaloj (SDSS) kun pli bona korodrezisto havas superajn mekanikajn ecojn1,2,3. Pliigita mekanika forto permesas pli malpezajn kaj pli kompaktajn dezajnojn. Kontraste, la ekonomia SDSS havas altan reziston al kaviĝa kaj fenda korodo, rezultante en pli longa funkcidaŭro kaj pli vastaj aplikoj en polukontrolo, kemiaj ujoj, kaj la enmara nafto- kaj gasindustrio4. Tamen, la mallarĝa gamo de varmotraktaj temperaturoj kaj malbona formeblo malhelpas ĝian larĝan praktikan aplikon. Tial, SDSS estis modifita por plibonigi la supre menciitajn ecojn. Ekzemple, Ce-modifo kaj altaj aldonoj de N6, 7, 8 estis enkondukitaj en 2507 SDSS (Ce-2507). Taŭga koncentriĝo de 0.08 pez.% da rara terelementoj (Ce) havas utilan efikon sur la mekanikajn ecojn de la DSS, ĉar ĝi plibonigas la grajnrafinon kaj la forton de la grajnlimoj. Eluziĝ- kaj korodrezisto, streĉrezisto kaj limforto, kaj varma prilaborebleco ankaŭ estis plibonigitaj9. Grandaj kvantoj da nitrogeno povas anstataŭigi multekostan nikelenhavon, igante SDSS pli kostefika10.
Lastatempe, SDSS estis plaste deformita je diversaj temperaturoj (malalta temperaturo, malvarma kaj varma) por atingi bonegajn mekanikajn ecojn6,7,8. Tamen, la bonega korodrezisto de SDSS ŝuldiĝas al la ĉeesto de maldika oksida filmo sur la surfaco, kiu estas influita de multaj faktoroj, kiel ekzemple la ĉeesto de multaj fazoj kun malsamaj grenlimoj, nedezirataj precipitaĵoj kaj malsamaj reakcioj. La interna enhomogena mikrostrukturo de diversaj aŭstenitaj kaj feritaj fazoj estas deformita7. Tial, la studo de la mikrodomajnaj ecoj de tiaj filmoj je la nivelo de la elektronika strukturo estas de decida graveco por kompreni la korodon de SDSS kaj postulas kompleksajn eksperimentajn teknikojn. Ĝis nun, surfaco-sentemaj metodoj kiel Auger-elektrona spektroskopio11 kaj rentgen-fotoelektrona spektroskopio12,13,14,15 same kiel la malmola rentgen-fotoelektrona sistemo distingas, sed ofte ne sukcesas apartigi, la kemiajn statojn de la sama elemento en malsamaj punktoj en spaco sur la nanoskalo. Pluraj lastatempaj studoj ligis lokan oksidiĝon de kromo al la observita koroda konduto de 17 aŭstenitaj rustorezistaj ŝtaloj, 18 martensitaj rustorezistaj ŝtaloj, kaj SDSS 19, 20. Tamen, ĉi tiuj studoj ĉefe fokusiĝis al la efiko de Cr-heterogeneco (ekz., Cr3+ oksidiĝa stato) sur korodrezisto. Laterala heterogeneco en la oksidiĝaj statoj de elementoj povas esti kaŭzita de malsamaj kombinaĵoj kun la samaj konsistigaj elementoj, kiel ekzemple feroksidoj. Ĉi tiuj kombinaĵoj heredas termomekanike prilaboritan malgrandan grandecon proksime apud unu la alian, sed malsamas laŭ konsisto kaj oksidiĝa stato 16, 21. Tial, malkaŝi la detruon de oksidaj filmoj kaj poste kaviĝon postulas komprenon pri surfaca enhomogeneco je la mikroskopa nivelo. Malgraŭ ĉi tiuj postuloj, kvantaj taksoj kiel laterala oksidiĝa heterogeneco, precipe de fero je la nano/atoma skalo, ankoraŭ mankas kaj ilia signifo por korodrezisto restas neesplorita. Ĝis antaŭ nelonge, la kemia stato de diversaj elementoj, kiel ekzemple Fe kaj Ca, estis kvante priskribita sur ŝtalprovaĵoj uzante molan rentgen-fotoelektronan mikroskopion (X-PEEM) en nanoskalaj sinkrotronaj radiadaj instalaĵoj. Kombinite kun kemie sentemaj rentgen-absorbaj spektroskopiaj (XAS) teknikoj, X-PEEM ebligas XAS-mezuradon kun alta spaca kaj spektra distingivo, provizante kemiajn informojn pri la elementa konsisto kaj ĝia kemia stato kun spaca distingivo ĝis la nanometra skalo 23. Ĉi tiu spektroskopa observado de la loko de komenco sub mikroskopo faciligas lokajn kemiajn eksperimentojn kaj povas space montri antaŭe neesploritajn kemiajn ŝanĝojn en la Fe-tavolo.
Ĉi tiu studo etendas la avantaĝojn de PEEM en detektado de kemiaj diferencoj je la nanoskalo kaj prezentas kompreneman atomnivelan surfacan analizan metodon por kompreni la korodan konduton de Ce-2507. Ĝi uzas K-meznombrajn aretajn kemometriajn datumojn24 por mapi la tutmondan kemian konsiston (heterogenecon) de la koncernaj elementoj, kun iliaj kemiaj statoj prezentitaj en statistika prezento. Male al la tradicia kazo de korodo kaŭzita de disfalo de kroma oksida filmfilmo, la nuna malbona pasivigo kaj malbona korodrezisto estas atribuitaj al lokaj Fe3+-riĉaj nanoinsuloj proksime al la Fe/Cr-oksida tavolo, kiuj povas esti la rezulto de protektaj oksidoj. En la loko de disfalo, filmo formiĝas, kiu kaŭzas korodon.
La koroda konduto de misformita SDSS 2507 estis unue taksita per elektrokemiaj mezuradoj. Sur figuro 1 montras la kurbojn de Nyquist kaj Bode por elektitaj specimenoj en acidaj (pH = 1) akvaj solvaĵoj de FeCl3 je ĉambra temperaturo. La elektita elektrolito agas kiel forta oksidigilo, karakterizante la tendencon de la pasiviga filmo al disfalo. Kvankam la materialo ne spertis stabilan kaviĝon je ĉambra temperaturo, ĉi tiuj analizoj provizis komprenon pri eblaj difektaj eventoj kaj post-korodaj procezoj. La ekvivalenta cirkvito (Fig. 1d) estis uzata por alĝustigi elektrokemiajn impedancajn spektroskopiajn (EIS) spektrojn, kaj la respondaj alĝustigaj rezultoj estas montritaj en Tabelo 1. Nekompletaj duoncirkloj aperis dum testado de la solve traktitaj kaj varmlaboritaj specimenoj, dum la respondaj kunpremitaj duoncirkloj estis malvarme rulitaj (Fig. 1b). En la EIS-spektro, la duoncirkla radiuso povas esti konsiderata kiel la polariĝa rezisto (Rp)25,26. La Rp de solvece traktita SDSS en Tabelo 1 estas ĉirkaŭ 135 kΩ cm-2, tamen por varmlaborita kaj malvarme rulita SDSS ni povas vidi multe pli malaltajn valorojn de 34,7 kaj 2,1 kΩ cm-2 respektive. Ĉi tiu signifa malpliiĝo de Rp indikas malutilan efikon de plasta deformado sur pasivigon kaj korodreziston, kiel montrite en antaŭaj raportoj 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Impedancaj kaj fazaj diagramoj de Bode, kaj ekvivalenta cirkvitmodelo por d, kie RS estas la elektrolita rezisto, Rp estas la polariza rezisto, kaj QCPE estas la konstanta faza elementoksido uzata por modeli la neidealan kapacitancon (n). La EIS-mezuradoj estis faritaj ĉe senŝarĝa potencialo.
La konstantoj de la unua ordo estas montritaj en la Bode-diagramo kaj la altfrekvenca altebenaĵo reprezentas la elektrolitan reziston RS26. Dum la frekvenco malpliiĝas, la impedanco pliiĝas kaj negativa fazangulo troviĝas, indikante kapacitancan dominecon. La fazangulo pliiĝas, retenante sian maksimuman valoron en relative larĝa frekvenca gamo, kaj poste malpliiĝas (Fig. 1c). Tamen, en ĉiuj tri kazoj ĉi tiu maksimuma valoro estas ankoraŭ malpli ol 90°, indikante ne-idealan kapacitan konduton pro kapacita disperso. Tiel, la QCPE konstanta fazelemento (CPE) estas uzata por reprezenti la interfacan kapacitancan distribuon derivitan de surfaca malglateco aŭ enhomogeneco, precipe rilate al atomskalo, fraktala geometrio, elektroda poreco, neunuforma potencialo kaj surfaco-dependa kurenta distribuo. Elektroda geometrio31,32. CPE impedanco:
kie j estas la imaginara nombro kaj ω estas la angula frekvenco. QCPE estas frekvenc-sendependa konstanto proporcia al la aktiva malferma areo de la elektrolito. n estas sendimensia potenco-nombro, kiu priskribas la devion de la ideala kapacita konduto de kondensilo, t.e. ju pli proksima n estas al 1, des pli proksima CPE estas al pura kapacitanco, kaj se n estas proksima al nulo, ĝi estas rezisto. Malgranda devio de n, proksima al 1, indikas la ne-idealan kapacitan konduton de la surfaco post polariga testo. La QCPE de malvarme rulita SDSS estas multe pli alta ol similaj produktoj, kio signifas, ke la surfaca kvalito estas malpli uniforma.
Kongrue kun plej multaj korodrezistaj ecoj de rustorezistaj ŝtaloj, la relative alta Cr-enhavo de SDSS ĝenerale rezultigas superan korodreziston de SDSS pro la ĉeesto de pasiva protekta oksida filmo sur la surfaco17. Ĉi tiu pasiviga filmo estas kutime riĉa je Cr3+ oksidoj kaj/aŭ hidroksidoj, ĉefe integrante Fe2+, Fe3+ oksidojn kaj/aŭ (oksi)hidroksidojn 33. Malgraŭ la sama surfaca homogeneco, pasiviga oksida tavolo, kaj neniu videbla fendo sur la surfaco, kiel determinite per mikroskopaj bildoj,6,7 la koroda konduto de varm-prilaborita kaj malvarm-rulita SDSS estas malsama kaj tial postulas profundan studon de la deformada mikrostrukturo kaj strukturaj karakterizaĵoj de ŝtalo.
La mikrostrukturo de misformita rustorezista ŝtalo estis kvante esplorita uzante internajn kaj sinkrotronajn alt-energiajn rentgenradiojn (Aldonaj Figuroj 1, 2). Detala analizo estas provizita en la Aldonaj Informoj. Kvankam ĉi tio plejparte respondas al la tipo de ĉefa fazo, diferencoj estis trovitaj en la volumenaj frakcioj de la fazoj, kiuj estas listigitaj en Aldona Tabelo 1. La diferenco povas ŝuldiĝi al la heterogena fazfrakcio ĉe la surfaco kaj la volumena frakcio (XRD) submetita al malsama profundo de detekto uzante rentgen-difrakton kun diversaj energifontoj de incidencaj fotonoj. La relative pli alta proporcio de aŭstenito en malvarme rulitaj specimenoj, determinita per XRD el laboratoriofonto, indikas pli bonan pasivigon kaj sekve pli bonan korodreziston35, dum pli precizaj kaj statistikaj rezultoj indikas kontraŭajn tendencojn en fazproporcioj. Krome, la korodrezisto de ŝtalo ankaŭ dependas de la grado de grena rafinado, grena grandecredukto, pliiĝo de mikrodeformadoj kaj disloka denseco, kiuj okazas dum termomekanika traktado36,37,38. La varmlaboritaj specimenoj montras pli grajnecan naturon, indikante mikron-grandajn grajnojn, dum la glataj ringoj observitaj en la malvarme rulitaj specimenoj (Aldona Figuro 3) indikas signifan grajnrafiniĝon ĝis nanoskalo en antaŭa laboro6, kiu devus kontribui al filmpasivigo kaj pliiĝo de korodrezisto. Pli alta disloka denseco kutime asociiĝas kun pli malalta rezisto al kaviĝado, kio bone kongruas kun elektrokemiaj mezuradoj.
Ŝanĝoj en la kemiaj statoj de mikrodomajnoj de elementaj elementoj estis sisteme studitaj per X-PEEM. Malgraŭ la abundo de alojaj elementoj, Cr, Fe, Ni, kaj Ce39 estis elektitaj ĉi tie ĉar Cr estas la ŝlosila elemento por la formado de la pasiviga filmo, Fe estas la ĉefa elemento en ŝtalo, kaj Ni plifortigas pasivigon kaj ekvilibrigas la ferit-aŭstenitan fazstrukturon kaj la celon modifi Ce. Per alĝustigo de la energio de la sinkrotrona radiado, la RAS estis kovrita de la surfaco per la ĉefaj trajtoj de Cr (rando L2.3), Fe (rando L2.3), Ni (rando L2.3) kaj Ce (rando M4.5). Varma formado kaj malvarma rulado per Ce-2507 SDSS. Taŭga datumanalizo estis farita per integrado de energia kalibrado kun publikigitaj datumoj (ekz. XAS 40, 41 sur Fe L2, 3 randoj).
En fig. 2 montras X-PEEM-bildojn de varm-prilaborita (Fig. 2a) kaj malvarm-rulita (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS kaj respondajn XAS-randojn de Cr kaj Fe L2,3 ĉe individue markitaj lokoj. La L2,3-rando de la XAS esploras la neokupitajn 3d-statojn post elektrona fotoekscito ĉe la spino-orbitaj disigniveloj 2p3/2 (L3-rando) kaj 2p1/2 (L2-rando). Informoj pri la valenta stato de Cr estis akiritaj de XAS ĉe la L2,3-rando en Fig. 2b, e. Komparo kun juĝistoj. 42,43 montris, ke kvar pintoj estis observitaj proksime al la L3-rando, nomitaj A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) kaj D (582.2 eV), reflektante oktahedran Cr3+, respondantan al la Cr2O3-jono. La eksperimentaj spektroj kongruas kun la teoriaj kalkuloj montritaj en paneloj b kaj e, akiritaj per multoblaj kalkuloj de la kristala kampo ĉe la interfaco Cr L2.3 uzante kristalan kampon de 2.0 eV44. Ambaŭ surfacoj de varm-prilaborita kaj malvarm-rulita SDSS estas kovritaj per relative unuforma tavolo de Cr2O3.
X-PEEM termika bildo de termike deformita SDSS korespondanta al b Cr L2.3 rando kaj c Fe L2.3 rando, d X-PEEM termika bildo de malvarme rulita SDSS korespondanta al e Cr L2.3 rando kaj f Fe L2 .3 randoflanko (f). La XAS-spektroj estas grafike prezentitaj ĉe malsamaj spacaj pozicioj markitaj sur la termikaj bildoj (a, d), la oranĝkoloraj punktitaj linioj en (b) kaj (e) reprezentas la simulitajn XAS-spektrojn de Cr3+ kun kristala kampovaloro de 2.0 eV. Por X-PEEM-bildoj, uzu termikan paletron por plibonigi bildlegeblecon, kie koloroj de blua ĝis ruĝa estas proporciaj al la intenseco de rentgen-absorbo (de malalta ĝis alta).
Sendepende de la kemia ĉirkaŭaĵo de ĉi tiuj metalaj elementoj, la kemia stato de la aldonoj de Ni kaj Ce alojaj elementoj por ambaŭ specimenoj restis senŝanĝa. Plia desegnaĵo. Figuroj 5-9 montras X-PEEM-bildojn kaj respondajn XAS-spektrojn por Ni kaj Ce ĉe diversaj pozicioj sur la surfaco de varmlaboritaj kaj malvarme rulitaj specimenoj. Ni XAS montras la oksidiĝajn statojn de Ni2+ super la tuta mezurita surfaco de varmlaboritaj kaj malvarme rulitaj specimenoj (Aldona Diskuto). Notindas, ke ĉe varmlaboritaj specimenoj, la XAS-signalo de Ce ne estis observita, dum ĉe malvarme rulitaj specimenoj, la spektro de Ce3+ estis observita. La observado de Ce-makuloj en malvarme rulitaj specimenoj montris, ke Ce ĉefe aperas en la formo de precipitaĵoj.
En la termike deformita SDSS, neniu loka struktura ŝanĝo en XAS ĉe la Fe L2,3-rando estis observita (Fig. 2c). Tamen, la Fe-matrico mikroregione ŝanĝas sian kemian staton ĉe sep hazarde elektitaj punktoj de la malvarme-rulita SDSS, kiel montrite en Fig. 2f. Krome, por akiri precizan ideon pri la ŝanĝoj en la stato de Fe ĉe la elektitaj lokoj en Fig. 2f, lokaj surfacaj studoj estis faritaj (Fig. 3 kaj Aldona Fig. 10) en kiuj pli malgrandaj cirklaj regionoj estis elektitaj. La XAS-spektroj de la Fe L2,3-rando de α-Fe2O3-sistemoj kaj Fe2+-oktahedraj oksidoj estis modelitaj per multoblaj kristalkampaj kalkuloj uzante kristalkampojn de 1.0 (Fe2+) kaj 1.0 (Fe3+)44. Ni rimarkas, ke α-Fe2O3 kaj γ-Fe2O3 havas malsamajn lokajn simetriojn45,46, Fe3O4 havas kombinaĵon de ambaŭ Fe2+ kaj Fe3+,47, kaj FeO45 kiel formale duvalenta Fe2+ oksido (3d6). Ni rimarkas, ke α-Fe2O3 kaj γ-Fe2O3 havas malsamajn lokajn simetriojn45,46, Fe3O4 havas kombinaĵon de ambaŭ Fe2+ kaj Fe3+,47, kaj FeO45 kiel formale duvalenta Fe2+ oksido (3d6).Notu, ke α-Fe2O3 kaj γ-Fe2O3 havas malsamajn lokajn simetriojn45,46, Fe3O4 kombinas kaj Fe2+ kaj Fe3+,47 kaj FeO45 en la formo de formale duvalenta oksido Fe2+ (3d6).Notu, ke α-Fe2O3 kaj γ-Fe2O3 havas malsamajn lokajn simetriojn45,46, Fe3O4 havas kombinaĵon de Fe2+ kaj Fe3+,47 kaj FeO45 agas kiel formala duvalenta Fe2+ oksido (3d6). Ĉiuj Fe3+ jonoj en α-Fe2O3 havas nur Oh poziciojn, dum γ-Fe2O3 estas kutime reprezentita per Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinelo kun vakantaĵoj en eg pozicioj. Tial, la Fe3+ jonoj en γ-Fe2O3 havas ambaŭ Td kaj Oh poziciojn. Kiel menciite en antaŭa artikolo,45 kvankam la intenseca proporcio de la du estas malsama, ilia intenseca proporcio eg/t2g estas ≈1, dum en ĉi tiu kazo la observita intenseca proporcio eg/t2g estas ĉirkaŭ 1. Ĉi tio ekskludas la eblecon, ke en la nuna situacio nur Fe3+ ĉeestas. Konsiderante la kazon de Fe3O4 kun ambaŭ Fe2+ kaj Fe3+, la unua trajto, kiu estas konata havi pli malfortan (pli fortan) L3-randon por Fe, indikas pli malgrandan (pli grandan) nombron da neokupitaj t2g-statoj. Ĉi tio validas por Fe2+ (Fe3+), kio montras, ke la unua trajto de la pliiĝo indikas pliiĝon en la enhavo de Fe2+47. Ĉi tiuj rezultoj montras, ke la kunekzisto de Fe2+ kaj γ-Fe2O3, α-Fe2O3 kaj/aŭ Fe3O4 dominas sur la malvarme rulita surfaco de la kompozitoj.
Pligrandigitaj fotoelektronaj termikaj bildigaj bildoj de la XAS-spektroj (a, c) kaj (b, d) transirantaj la randon de FeL2,3 ĉe diversaj spacaj pozicioj ene de elektitaj regionoj 2 kaj E en Fig. 2d.
La akiritaj eksperimentaj datumoj (Fig. 4a kaj Aldona Fig. 11) estas grafike prezentitaj kaj komparitaj kun la datumoj por puraj kombinaĵoj 40, 41, 48. Tri malsamaj tipoj de eksperimente observitaj Fe L-randaj XAS-spektroj (XAS-1, XAS-2 kaj XAS-3: Fig. 4a). Specife, spektro 2-a (notita kiel XAS-1) en Fig. 3b sekvata de spektro 2-b (etikedita XAS-2) estis observita super la tuta detekta areo, dum spektroj kiel E-3 observitaj en figuro 3d (etikedita XAS-3) estis observitaj ĉe specifaj lokoj. Kutime, kvar parametroj estis uzitaj por identigi la ekzistantajn valentajn statojn en la studata specimeno: (1) spektraj karakterizaĵoj L3 kaj L2, (2) energiaj pozicioj de la karakterizaĵoj L3 kaj L2, (3) energia diferenco L3-L2, (4) intenseca proporcio L2/L3. Laŭ vidaj observoj (Fig. 4a), ĉiuj tri Fe-komponantoj, nome Fe0, Fe2+, kaj Fe3+, ĉeestas sur la studata SDSS-surfaco. La kalkulita intensecproporcio L2/L3 ankaŭ indikis la ĉeeston de ĉiuj tri komponantoj.
Simulitaj XAS-spektroj de Fe kun observitaj tri malsamaj eksperimentaj datumoj (kontinuaj linioj XAS-1, XAS-2 kaj XAS-3 respondas al 2-a, 2-b kaj E-3 en Fig. 2 kaj 3). Komparo de oktaedroj Fe2+, Fe3+ kun kristalkampaj valoroj de 1.0 eV kaj 1.5 eV, respektive, la eksperimentaj datumoj mezuritaj per bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) kaj la respondaj optimumigitaj LCF-datumoj (kontinua nigra linio), kaj ankaŭ en la formo de XAS-3-spektroj kun Fe3O4 (miksita stato de Fe) kaj Fe2O3 (pura Fe3+) normoj.
Lineara kombinita alĝustigo (LCF) de la tri normoj 40, 41, 48 estis uzata por kvantigi la konsiston de feroksido. LCF estis efektivigita por tri elektitaj Fe L-randaj XAS-spektroj montrantaj la plej altan kontraston, nome XAS-1, XAS-2 kaj XAS-3, kiel montrite en Fig. 4b–d. Por LCF-alĝustigoj, 10% Fe0 estis konsiderata en ĉiuj kazoj pro la fakto, ke ni observis malgrandan randon en ĉiuj datumoj, kaj ankaŭ pro la fakto, ke metala fero estas la ĉefa komponanto de ŝtalo. Efektive, la prova profundo de X-PEEM por Fe (~6 nm)49 estas pli granda ol la taksita dikeco de la oksidiĝa tavolo (iom > 4 nm), permesante detekton de signalo de la fera matrico (Fe0) sub la pasiviga tavolo. Efektive, la prova profundo de X-PEEM por Fe (~6 nm)49 estas pli granda ol la taksita dikeco de la oksidiĝa tavolo (iom > 4 nm), permesante detekton de signalo de la fera matrico (Fe0) sub la pasiviga tavolo. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина толщина слилщина слионо 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Efektive, la profundo de la X-PEEM-sondilo por Fe (~6 nm)49 estas pli granda ol la supozita dikeco de la oksidiĝa tavolo (iomete >4 nm), kio ebligas detekti la signalon de la fera matrico (Fe0) sub la pasiviga tavolo.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 度 略 略> 4 n.来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатаел маки слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) нибнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) нибнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) нибнаруживать сигнал. Fakte, la profundo de detekto de Fe (~6 nm) 49 per X-PEEM estas pli granda ol la atendata dikeco de la oksida tavolo (iomete > 4 nm), kio ebligas detekton de la signalo de la fera matrico (Fe0) sub la pasiviga tavolo. .Diversaj kombinaĵoj de Fe2+ kaj Fe3+ estis faritaj por trovi la plej bonan eblan solvon por la observitaj eksperimentaj datumoj. Figuro 4b montras la XAS-1-spektron por la kombinaĵo de Fe2+ kaj Fe3+, kie la proporcioj de Fe2+ kaj Fe3+ estis similaj je ĉirkaŭ 45%, indikante miksitajn oksidiĝajn statojn de Fe. Dum por la XAS-2-spektro, la procento de Fe2+ kaj Fe3+ fariĝas ~30% kaj 60%, respektive. Fe2+ estas malpli ol Fe3+. La proporcio de Fe2+ al Fe3, egala al 1:2, signifas, ke Fe3O4 povas esti formita ĉe la sama proporcio inter Fe-jonoj. Krome, por la XAS-3-spektro, la procento de Fe2+ kaj Fe3+ fariĝas ~10% kaj 80%, kio indikas pli altan konvertiĝon de Fe2+ al Fe3+. Kiel menciite supre, Fe3+ povas deveni de α-Fe2O3, γ-Fe2O3 aŭ Fe3O4. Por kompreni la plej verŝajnan fonton de Fe3+, la XAS-3-spektro estis grafike prezentita kun malsamaj Fe3+-normoj en Figuro 4e, montrante similecon al ambaŭ normoj konsiderante la B-pinton. Tamen, la intenseco de la ŝultropintoj (A: de Fe2+) kaj la B/A-intenseca proporcio indikas, ke la spektro de XAS-3 estas proksima, sed ne koincidas kun la spektro de γ-Fe2O3. Kompare kun la groca γ-Fe2O3, la Fe2p XAS-pinto de A SDSS havas iomete pli altan intensecon (Fig. 4e), kio indikas pli altan intensecon de Fe2+. Kvankam la spektro de XAS-3 similas al tiu de γ-Fe2O3, kie Fe3+ ĉeestas en la Oh kaj Td-pozicioj, identigo de malsamaj valentaj statoj kaj kunordigo nur laŭ la L2,3-rando aŭ la L2/L3-intenseca proporcio restas problemo, temo de daŭra diskuto pro la komplekseco de la diversaj faktoroj, kiuj influas la finan spektron41.
Aldone al la spektraj diferencoj en la kemia stato de la elektitaj interesaj regionoj priskribitaj supre, la tutmonda kemia diverseco de la ŝlosilaj elementoj Cr kaj Fe ankaŭ estis taksita per klasifiko de ĉiuj XAS-spektroj akiritaj sur la provaĵsurfaco uzante la K-meznombrojn-agregaciajn metodojn. Randaj profiloj CrL estas agorditaj por formi du optimumajn aretojn space distribuitajn en la varm-prilaboritaj kaj malvarm-rulitaj specimenoj montritaj en Figuro 5. Estas klare, ke neniuj lokaj strukturaj ŝanĝoj estas perceptitaj kiel similaj, ĉar la du centroidoj de la XAS-Cr-spektroj estas kompareblaj. Ĉi tiuj spektraj formoj de la du aretoj estas preskaŭ identaj al tiuj respondantaj al Cr2O342, kio signifas, ke la Cr2O3-tavoloj estas relative egale interspacigitaj sur la SDSS.
Cr L K-meznombroj randregionaj aretoj, kaj b estas la respondaj XAS-centroidoj. Rezultoj de K-meznombroj X-PEEM komparo de malvarme-rulita SDSS: c Cr L2.3 randregiono de K-meznombroj aretoj kaj d respondaj XAS-centroidoj.
Por ilustri pli kompleksajn randmapojn de FeL, kvar kaj kvin optimumigitaj aretoj kaj iliaj asociitaj centroidoj (spektraj profiloj) estis uzitaj por varm-prilaboritaj kaj malvarm-rulitaj specimenoj, respektive. Tial, la procento (%) de Fe2+ kaj Fe3+ povas esti akirita per alĝustigo de la LCF montrita en Fig. 4. La pseŭdoelektroda potencialo Epseudo kiel funkcio de Fe0 estis uzita por riveli la mikrokemian enhomogenecon de la surfaca oksida filmo. Epseudo estas malglate taksita per la miksoregulo,
kie \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) egalas al \(\rm{Fe} + 2e^ – \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0.440 kaj 0.036 V, respektive. Regionoj kun pli malalta potencialo havas pli altan enhavon de la Fe3+-komponaĵo. La potenciala distribuo en termike deformitaj specimenoj havas tavoligitan karakteron kun maksimuma ŝanĝo de ĉirkaŭ 0.119 V (Fig. 6a, b). Ĉi tiu potenciala distribuo estas proksime rilata al la surfaca topografio (Fig. 6a). Neniuj aliaj pozici-dependaj ŝanĝoj en la subesta laminara interno estis observitaj (Fig. 6b). Male, por la ligo de malsimilaj oksidoj kun malsamaj enhavoj de Fe2+ kaj Fe3+ en malvarme-rulita SDSS, oni povas observi neunuforman naturon de la pseŭdopotencialo (Fig. 6c, d). Fe3+ oksidoj kaj/aŭ (oks)hidroksidoj estas la ĉefaj konsistigaĵoj de rusto en ŝtalo kaj estas permeablaj al oksigeno kaj akvo50. En ĉi tiu kazo, la insuloj riĉaj je Fe3+ estas konsiderataj loke distribuitaj kaj povas esti konsiderataj kiel koroditaj areoj. Samtempe, la gradiento en la potenciala kampo, anstataŭ la absoluta valoro de la potencialo, povas esti uzata kiel indikilo por la lokalizo de aktivaj korodaj lokoj. Ĉi tiu neegala distribuo de Fe2+ kaj Fe3+ sur la surfaco de malvarme rulita SDSS povas ŝanĝi la lokan kemion kaj provizi pli praktikan aktivan surfacareon en oksida filmrompo kaj korodaj reakcioj, tiel permesante kontinuan korodon de la subesta metala matrico, rezultante en interna korodo, diverseco de ecoj kaj malpliiĝo de la protektaj ecoj de la pasiviga tavolo.
K-meznombroj-aretoj kaj respondaj XAS-centroidoj en la randregiono de Fe L2.3 de varme deformita X-PEEM ac kaj df de malvarme valsita SDSS. a, d K-meznombroj-areto-diagramoj supermetitaj sur X-PEEM-bildojn. La kalkulita pseŭdoelektroda potencialo (Epseudo) estas menciita kune kun la K-meznombroj-areto-diagramo. La brileco de la X-PEEM-bildo, kiel la koloro en Fig. 2, estas proporcia al la intenseco de la rentgen-absorbo.
Relative unuforma Cr sed malsama kemia stato de Fe kondukas al malsamaj damaĝoj de la oksida filmo kaj korodaj padronoj en varmlaborita kaj malvarme rulita Ce-2507. Ĉi tiu eco de malvarme rulita Ce-2507 estis bone studita. Rilate al la formado de oksidoj kaj hidroksidoj de Fe en la ĉirkaŭa aero en ĉi tiu preskaŭ neŭtrala laboro, la reakcioj estas jenaj:
La supraj reakcioj okazas en la jenaj scenaroj bazitaj sur X-PEEM-analizo. Malgranda ŝultro korespondanta al Fe0 estas asociita kun la subesta metala fero. La reakcio de metala Fe kun la ĉirkaŭaĵo rezultas en la formado de Fe(OH)2 tavolo (ekvacio (5)), kiu plifortigas la Fe2+ signalon en la Fe L-rando XAS. Longedaŭra eksponiĝo al aero povas rezultigi la formadon de Fe3O4 kaj/aŭ Fe2O3 oksidoj post Fe(OH)252,53. Du stabilaj formoj de Fe, Fe3O4 kaj Fe2O3, ankaŭ povas formiĝi en la Cr3+ riĉa protekta tavolo, el kiu Fe3O4 preferas unuforman kaj gluecan strukturon. La ĉeesto de ambaŭ rezultas en miksitaj oksidiĝaj statoj (XAS-1 spektro). La XAS-2 spektro ĉefe korespondas al Fe3O4. Dum la observado de XAS-3 spektroj en pluraj lokoj indikis kompletan konvertiĝon al γ-Fe2O3. Ĉar la penetroprofundo de la malfalditaj rentgenradioj estas ĉirkaŭ 50 nm, la signalo de la pli malalta tavolo rezultigas pli altan intensecon de la A-pinto.
La XPA-spektro montras, ke la Fe-komponanto en la oksida filmo havas tavoligitan strukturon kombinitan kun Cr-oksida tavolo. Kontraste al la signoj de pasivigo pro loka nehomogeneco de Cr2O3 dum korodo, malgraŭ la unuforma tavolo de Cr2O3 en ĉi tiu laboro, malalta korodrezisto estas observata en ĉi tiu kazo, precipe por malvarme rulitaj specimenoj. La observita konduto povas esti komprenita kiel la diverseco de la kemia oksidiĝa stato en la supra tavolo (Fe), kiu influas la korodan rendimenton. Pro la sama stoiĥiometrio de la supra tavolo (fera oksido) kaj la malsupra tavolo (kroma oksido)52,53, pli bona interagado (adhero) inter ili kondukas al malrapida transporto de metalaj aŭ oksigenaj jonoj en la krado, kiu siavice kondukas al pliiĝo de korodrezisto. Tial, kontinua stoiĥiometria proporcio, t.e. unu oksidiĝa stato de Fe, estas preferinda al subitaj stoiĥiometriaj ŝanĝoj. La varmo-deformita SDSS havas pli unuforman surfacon, pli densan protektan tavolon kaj pli bonan korodreziston. Dum por malvarme-rulita SDSS, la ĉeesto de Fe3+-riĉaj insuloj sub la protekta tavolo malrespektas la integrecon de la surfaco kaj kaŭzas galvanan korodon kun la proksima substrato, kio kondukas al akra falo de Rp (Tabelo 1). La EIS-spektro kaj ĝia korodrezisto estas reduktitaj. Videblas, ke la loka distribuo de Fe3+-riĉaj insuloj pro plasta deformado ĉefe influas la korodreziston, kio estas sukceso en ĉi tiu laboro. Tiel, ĉi tiu studo prezentas spektroskopajn mikroskopajn bildojn de la redukto de korodrezisto de SDSS-provaĵoj studitaj per la plasta deformadmetodo.
Krome, kvankam alojado kun rarateraj elementoj en dufazaj ŝtaloj montras pli bonan rendimenton, la interagado de ĉi tiu aldona elemento kun individua ŝtalmatrico rilate al koroda konduto laŭ spektroskopaj mikroskopaj datumoj restas malfacile videbla. La apero de Ce-signaloj (per XAS M-randoj) aperas nur en kelkaj lokoj dum malvarma laminado, sed malaperas dum varma deformado de la SDSS, indikante lokan precipitaĵon de Ce en la ŝtalmatrico, anstataŭ homogena alojado. Kvankam ne signife plibonigante la mekanikajn ecojn de SDSS6,7, la ĉeesto de rarateraj elementoj reduktas la grandecon de la enfermaĵoj kaj supozeble malhelpas kaviĝadon en la komenca regiono54.
Konklude, ĉi tiu verko malkaŝas la efikon de surfaca diverseco sur la korodon de 2507 SDSS modifita per cerio per kvantigado de la kemia enhavo de nanoskalaj komponantoj. Ni respondas la demandon, kial rustorezista ŝtalo korodas eĉ sub protekta oksida tavolo, per kvantigado de ĝia mikrostrukturo, surfaca kemio kaj signal-prilaborado uzante K-means-agregacion. Estis establite, ke insuloj riĉaj je Fe3+, inkluzive de ilia oktahedra kaj tetrahedra kunordigo laŭlonge de la tuta trajto de miksita Fe2+/Fe3+, estas la fonto de difekto kaj korodo de la malvarme-rulita oksida filmo SDSS. Nanoinsuloj dominitaj de Fe3+ kondukas al malbona korodrezisto eĉ en la ĉeesto de sufiĉa stoiĥiometria Cr2O3-pasiviga tavolo. Aldone al metodologiaj progresoj en determinado de la efiko de nanoskala kemia diverseco sur korodon, oni atendas, ke daŭranta laboro inspiros inĝenierajn procezojn por plibonigi la korodreziston de rustorezistaj ŝtaloj dum ŝtalfabrikado.
Por prepari la Ce-2507 SDSS-orbrikon uzitan en ĉi tiu studo, miksita komponaĵo inkluzivanta Fe-Ce-ĉefalojon sigelitan per pura fera tubo estis fandita en 150 kg mezfrekvenca indukta forno por produkti fanditan ŝtalon kaj verŝita en muldilon. La mezuritaj kemiaj komponaĵoj (pez%) estas listigitaj en Aldona Tabelo 2. Orbrikoj unue estas varme forĝitaj en blokojn. Poste ili estis kalcinigitaj je 1050 °C dum 60 minutoj por akiri ŝtalon en la stato de solida solvaĵo, kaj poste sensoifigitaj en akvo ĝis ĉambra temperaturo. La studitaj specimenoj estis detale studitaj uzante TEM kaj DOE por studi la fazojn, grenograndecon kaj morfologion. Pli detalaj informoj pri specimenoj kaj produktada procezo troveblas en aliaj fontoj6,7.
Cilindraj specimenoj (φ10 mm×15 mm) por varma kunpremo estis prilaboritaj tiel, ke la akso de la cilindro estis paralela al la deforma direkto de la bloko. Alt-temperatura kunpremo estis efektivigita je diversaj temperaturoj en la intervalo de 1000-1150 °C uzante termikan simulilon Gleeble-3800 je konstanta deforma rapido en la intervalo de 0,01-10 s⁻¹. Antaŭ deformado, la specimenoj estis varmigitaj je rapido de 10 °C s⁻¹ dum 2 minutoj je elektita temperaturo por forigi la temperaturgradienton. Post atingado de temperaturhomogeneco, la specimeno estis deformita al vera deforma valoro de 0,7. Post deformado, la specimenoj estis tuj malvarmigitaj per akvo por konservi la deformitan strukturon. La hardita specimeno estas poste tranĉita paralele al la kunprema direkto. Por ĉi tiu aparta studo, ni elektis specimenon kun varma deforma kondiĉo de 1050 °C, 10 s⁻¹ ĉar la observita mikromalmoleco estis pli alta ol aliaj specimenoj7.
Masivaj (80 × 10 × 17 mm³) specimenoj de la solida solvaĵo Ce-2507 estis uzitaj en trifaza nesinkrona du-rulaĵa muelilo LG-300 kun la plej bonaj mekanikaj ecoj inter ĉiuj aliaj deformaj niveloj6. La deforma rapido kaj dikecoredukto por ĉiu vojo estas 0,2 m·s⁻¹ kaj 5%, respektive.
Elektrokemia laborstacio Autolab PGSTAT128N estis uzata por SDSS-elektrokemiaj mezuradoj post malvarma laminado ĝis 90%-a redukto de dikeco (1.0 ekvivalenta vera deformo) kaj post varma premado je 1050°C dum 10 s⁻¹ ĝis vera deformo de 0.7. La laborstacio havas tri-elektrodan ĉelon kun saturita kalomela elektrodo kiel referenca elektrodo, grafita kontraŭelektrodo, kaj SDSS-specimeno kiel laborelektrodo. La specimenoj estis tranĉitaj en cilindrojn kun diametro de 11.3 mm, al kies flankoj kupraj dratoj estis lutitaj. La specimenoj estis poste fiksitaj per epoksio, lasante laboran malferman areon de 1 cm² kiel laborelektrodon (malsupra flanko de la cilindra specimeno). Estu singarda dum la hardado de la epoksio kaj posta ŝlifado kaj polurado por eviti fendetojn. La laborsurfacoj estis muelitaj kaj poluritaj per diamanta polura suspendo kun partikla grandeco de 1 μm, lavitaj per distilita akvo kaj etanolo, kaj sekigitaj en malvarma aero. Antaŭ elektrokemiaj mezuradoj, la poluritaj specimenoj estis eksponitaj al aero dum pluraj tagoj por formi naturan oksidan filmon. Akva solvaĵo de FeCl3 (6.0 pez%), stabiligita al pH = 1.0 ± 0.01 per HCl laŭ la rekomendoj de ASTM, estas uzata por akceli la korodon de neoksidebla ŝtalo55 ĉar ĝi estas koroda en la ĉeesto de kloridaj jonoj kun forta oksidiga kapablo kaj malalta pH. Konformu al la mediaj normoj G48 kaj A923. Mergu la specimenon en la testsolvaĵon dum 1 horo por atingi preskaŭ stabilan staton antaŭ ol fari iujn ajn mezuradojn. Por solidsolvaĵaj, varme formitaj kaj malvarme rulitaj specimenoj, impedancaj mezuradoj estis faritaj ĉe malfermcirkvitaj potencialoj (OPC) de 0.39, 0.33 kaj 0.25 V, respektive, en la frekvenca gamo de 1105 ĝis 0.1 Hz kun amplitudo de 5 mV. Ĉiuj kemiaj testoj estis ripetitaj almenaŭ 3 fojojn sub la samaj kondiĉoj por certigi la reprodukteblecon de datumoj.
Por HE-SXRD-mezuradoj, rektangulaj dupleksaj ŝtalblokoj de 1 × 1 × 1.5 mm3 estis mezuritaj por kvantigi la faskonsiston de la trabo de alt-energia ŝancelilo Brockhouse ĉe CLS, Kanado56. Datenkolektado estis efektivigita laŭ Debye-Scherrer-geometrio aŭ transmisia geometrio je ĉambra temperaturo. La rentgen-ondolongo kalibrita per la LaB6-kalibrilo estas 0.212561 Å, kio respondas al 58 keV, kio estas multe pli alta ol tiu de Cu Kα (8 keV) ofte uzata kiel laboratoria rentgen-fonto. La specimeno estis lokita je distanco de 740 mm de la detektilo. La detekta volumeno de ĉiu specimeno estas 0.2 × 0.3 × 1.5 mm3, kiu estas determinita de la trabograndeco kaj specimena dikeco. Ĉiuj datumoj estis kolektitaj uzante Perkin Elmer-areodetektilon, platan panelan rentgen-detektilon, 200 µm pikselojn, 40×40 cm2 uzante eksponan tempon de 0.3 s kaj 120 kadrojn.
X-PEEM-mezuradoj de du elektitaj modelsistemoj estis faritaj ĉe la fina stacio Beamline MAXPEEM en la laboratorio MAX IV (Lund, Svedio). Specimenoj estis preparitaj same kiel por elektrokemiaj mezuradoj. La preparitaj specimenoj estis konservitaj en aero dum pluraj tagoj kaj sengasigitaj en ultraalta vakua ĉambro antaŭ ol esti surradiitaj per sinkrotronaj fotonoj. La energia distingivo de la lumlinio estis akirita per mezurado de la jona rendimenta spektro en la ekscita regiono de N1s ĝis 1\(\pi _g^ \ast\) proksime de hv = 401 eV en N2 kun la dependeco de la fotona energio de E3/2,57. Aproksimadaj spektroj donis ΔE (larĝo de la spektra linio) de ĉirkaŭ 0.3 eV en la mezurita energia intervalo. Tial, la rezolucio de la lumlinio estis taksita je E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 kaj fluo ≈1012 pH/s per uzado de modifita SX-700 monokromatoro kun Si 1200-linia mm−1 krado por la Fe2pL2,3 rando, Cr2pL2,3 rando, Ni2pL2,3 rando, kaj CeM4,5 rando. Tial, la rezolucio de la lumlinia energio estis taksita je E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 kaj fluo ≈1012 pH/s per uzado de modifita SX-700 monokromatoro kun Si 1200-linia mm−1-krado por la Fe2p L2.3 rando, Cr2p L2.3 rando, Ni2p L2.3 rando, kaj CeM4.5 rando. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 э20, эВ 20 поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 12000мд кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Tiel, la energia distingivo de la radiokanalo estis taksita kiel E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 kaj fluo ≈1012 f/s uzante modifitan SX-700 monokromatoron kun Si-kradado de 1200 linioj/mm por Fe-rando 2p L2.3, Cr-rando 2p L2.3, Ni-rando 2p L2.3, kaj Ce-rando M4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通迨1倚迨0.3 eV>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 嘘,Ce M2,3 边缘、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 ， 因此 朦彸 朦帿 朦此 ， 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、Cr 2p 缘、Cr 2p L2.2p 〘用 用 用 L2.3边缘和Ce M4.5 边缘。Tiel, kiam oni uzas modifitan SX-700 monokromatoron kun 1200-linia Si-krado. 3, Cr-rando 2p L2.3, Ni-rando 2p L2.3 kaj Ce-rando M4.5.Skanada fotona energio en 0.2 eV paŝoj. Ĉe ĉiu energio, PEEM-bildoj estis registritaj uzante fibro-kuplitan TVIPS F-216 CMOS-detektilon kun 2 x 2 skatoloj, kiu provizas rezolucion de 1024 x 1024 rastrumeroj en 20 µm vidkampo. La ekspona tempo de la bildoj estis 0.2 s, averaĝante 16 kadrojn. La fotoelektrona bildenergio estas elektita tiel, ke ĝi provizas la maksimuman sekundaran elektronan signalon. Ĉiuj mezuradoj estis faritaj ĉe normala incidenco uzante linie polarigitan fotonan faskon. Pli da informoj pri mezuradoj troveblas en antaŭa studo. Post studado de la detektoreĝimo de totala elektrona rendimento (TEY) kaj ĝia apliko en X-PEEM49, la prova profundo de ĉi tiu metodo estas taksita je ĉirkaŭ 4-5 nm por la Cr-signalo kaj ĉirkaŭ 6 nm por Fe. La Cr-profundo estas tre proksima al la dikeco de la oksida filmo (~4 nm)60,61 dum la Fe-profundo estas pli granda ol la dikeco. XRD kolektita ĉe la rando de Fe₂L estas miksaĵo de XRD de feroksidoj kaj Fe₂O el la matrico. En la unua kazo, la intenseco de la elsenditaj elektronoj devenas de ĉiuj eblaj specoj de elektronoj, kiuj kontribuas al TEY (temo-efika oksida tavolo). Tamen, pura fera signalo postulas pli altan kinetan energion por ke la elektronoj trairu la oksidan tavolon al la surfaco kaj estu kolektitaj de la analizilo. En ĉi tiu kazo, la Fe₂o-signalo estas ĉefe pro LVV Auger-elektronoj, same kiel pro sekundaraj elektronoj elsenditaj de ili. Krome, la TEY-intenseco kontribuita de ĉi tiuj elektronoj malkreskas dum la elektrona eskapa vojo, plue reduktante la Fe₂o-spektran respondon en la fera XAS-mapo.
Integri datenminadon en datenkubon (X-PEEM-datumoj) estas ŝlosila paŝo en la eltirado de gravaj informoj (kemiaj aŭ fizikaj ecoj) per plurdimensia aliro. K-means-agregacio estas vaste uzata en pluraj kampoj, inkluzive de maŝinvidado, bildprilaborado, memstara padronrekono, artefarita inteligenteco kaj klasifika analizo. Ekzemple, K-means-agregacio bone funkciis en la agregaciado de hiperspektraj bilddatumoj. Principe, por plurtrajtaj datumoj, la K-means-algoritmo povas facile grupigi ilin surbaze de informoj pri iliaj atributoj (fotonaj energiaj ecoj). K-means-agregacio estas iteracia algoritmo por dividi datumojn en K ne-interkovrantajn grupojn (aretojn), kie ĉiu pikselo apartenas al certa areto depende de la spaca distribuo de kemia enhomogeneco en la mikrostruktura konsisto de ŝtalo. La K-means-algoritmo inkluzivas du etapojn: en la unua etapo, K centroidoj estas kalkulataj, kaj en la dua etapo, al ĉiu punkto estas asignita areto kun najbaraj centroidoj. La pezocentro de areto estas difinita kiel la aritmetika meznombro de la datenpunktoj (XAS-spektro) por tiu areto. Ekzistas diversaj distancoj por difini najbarajn centroidojn kiel eŭklidan distancon. Por eniga bildo de px,y (kie x kaj y estas la distingivo en pikseloj), CK estas la pezocentro de la areto; ĉi tiu bildo povas esti segmentita (aretita) en K aretojn uzante K-means63. La finaj paŝoj de la K-means-aretiga algoritmo estas:
Paŝo 2. Kalkulu la apartenon de ĉiuj pikseloj laŭ la nuna centroido. Ekzemple, ĝi estas kalkulata el la eŭklida distanco d inter la centro kaj ĉiu pikselo:
Paŝo 3 Asignu ĉiun pikselon al la plej proksima centroido. Poste rekalkulu la K centroidajn poziciojn jene:
Paŝo 4. Ripetu la procezon (ekvacioj (7) kaj (8)) ĝis la centroidoj konverĝas. La finaj rezultoj pri la kvalito de agregaciado estas forte korelaciitaj kun la plej bona elekto de komencaj centroidoj. Por la PEEM-datenstrukturo de ŝtalbildoj, tipe X (x × y × λ) estas kubo de 3D-artaj datumoj, dum la x kaj y-aksoj reprezentas spacan informon (piksela distingivo) kaj la λ-akso respondas al fotona energia spektra bildo. La K-means algoritmo estas uzata por esplori regionojn de intereso en X-PEEM-datumoj per apartigo de pikseloj (aretoj aŭ subblokoj) laŭ iliaj spektraj trajtoj kaj eltiro de la plej bonaj centroidoj (XAS-spektraj profiloj) por ĉiu analito. Ĝi estas uzata por studi spacan distribuon, lokajn spektrajn ŝanĝojn, oksidiĝan konduton kaj kemiajn statojn. Ekzemple, la K-means agregacia algoritmo estis uzata por Fe L-randaj kaj Cr L-randaj regionoj en varmlaboritaj kaj malvarme rulitaj X-PEEM. Diversaj nombroj de K aretoj (regionoj de mikrostrukturo) estis testitaj por trovi la optimumajn aretojn kaj centroidojn. Kiam ĉi tiuj nombroj estas montrataj, la pikseloj estas reasignitaj al la respondaj aretaj centroidoj. Ĉiu kolordistribuo korespondas al la centro de la areto, montrante la spacan aranĝon de kemiaj aŭ fizikaj objektoj. La ekstraktitaj centroidoj estas linearaj kombinaĵoj de puraj spektroj.
Datumoj subtenantaj la rezultojn de ĉi tiu studo estas haveblaj laŭ racia peto de la respektiva aŭtoro de WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Rompreco-rezisteco de veldita dupleksa rustorezista ŝtalo. Sieurin, H. & Sandström, R. Rompreco-rezisteco de veldita dupleksa rustorezista ŝtalo. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Rompreco de veldita dupleksa rustorezista ŝtalo. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Rompreco de velditaj dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj.Britanio. Frakcia parto. felo. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Kororezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en elektitaj organikaj acidoj kaj organikaj acidaj/kloridaj medioj. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Kororezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en elektitaj organikaj acidoj kaj organikaj acidaj/kloridaj medioj.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. kaj Van Der Merwe, J. Kororezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en medioj kun iuj organikaj acidoj kaj organikaj acidoj/kloridoj. 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/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相neoksidebla ŝtalo在选定的organic酸和organic酸/klorumita medio的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. kaj Van Der Merwe, J. Kororezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en elektitaj medioj de organikaj acidoj kaj organikaj acidoj/kloridoj.konservilo. Materialoj kaj Metodoj 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Korodo-oksida konduto de Fe-Al-Mn-C dupleksaj alojoj. Materialoj 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por ekipaĵa gaso- kaj naftoproduktado. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por ekipaĵa gaso- kaj naftoproduktado.Levkov L., Ŝurigin D., Dub V., Kosirev K., Balikoev A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por ekipaĵo por produktado de nafto- kaj gaso.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por ekipaĵo por produktado de gaso kaj nafto. Reta seminario E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Esploro pri varma deformada konduto de dupleksa rustorezista ŝtalo grado 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Esploro pri varma deformada konduto de dupleksa rustorezista ŝtalo grado 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей старией стали м2507к. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Studo pri Varma Deformada Konduto de Dupleksa Neoksidebla Ŝtalo Tipo 2507. 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. kaj Utaisansuk, V. Esploro pri la Varma Deformada Konduto de Dupleksa Neoksidebla Ŝtalo Tipo 2507. Metalo.studuniversitato. tranco. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Efiko de kontrolita malvarma rulado sur la mikrostrukturon kaj mekanikajn ecojn de cerio-modifita superdupleksa SAF 2507 neoksidebla ŝtalo. Alma Mater. The Science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Strukturaj kaj mekanikaj ecoj induktitaj per termika deformado de cerio-modifita superdupleksa SAF 2507 neoksidebla ŝtalo. J. Alma mater. stokujteknologio. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efiko de raraj teraj elementoj sur la oksidiĝa konduto de aŭstenita ŝtalo je alta temperaturo. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efiko de raraj teraj elementoj sur la oksidiĝa konduto de aŭstenita ŝtalo je alta temperaturo.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. kaj Zheng K. Influo de raraj teraj elementoj sur la konduto de aŭstenita ŝtalo sub alttemperatura oksidiĝo. 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. kaj Zheng K. Influo de raraj teraj elementoj sur la konduto de aŭstenitaj ŝtaloj ĉe alttemperatura oksidiĝo.Koros. La scienco. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efikoj de Ce sur la mikrostrukturon kaj ecojn de 27Cr-3.8Mo-2Ni super-feritaj neoksideblaj ŝtaloj. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efikoj de Ce sur la mikrostrukturon kaj ecojn de 27Cr-3.8Mo-2Ni super-feritaj neoksideblaj ŝtaloj.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. kaj Sun S. Influo de Se sur la mikrostrukturon kaj ecojn de superferitaj neoksideblaj ŝtaloj 27Cr-3,8Mo-2Ni. Lio, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Suno, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efikoj de Ce sur la mikrostrukturon kaj ecojn de 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ŝtalo el neoksidebla ŝtalo. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеюющей нержавеюющей нержавеющей 3.2.2. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efiko de Ce sur mikrostrukturo kaj ecoj de superferita neoksidebla ŝtalo 27Cr-3,8Mo-2Ni.Fera signo. Steelmak 47, 67–76 (2020).