Dankon pro vizito de Nature.com.La retumila versio, kiun vi uzas, havas limigitan CSS-subtenon.Por la plej bona sperto, ni rekomendas, ke vi uzu ĝisdatigitan retumilon (aŭ malŝaltu Kongruo-Reĝimon en Internet Explorer).Intertempe, por certigi daŭran subtenon, ni redonos la retejon sen stiloj kaj JavaScript.
La vaste uzata neoksidebla ŝtalo kaj ĝiaj forĝitaj versioj estas rezistemaj al korodo en ĉirkaŭaj kondiĉoj pro la pasiva tavolo konsistanta el kromoksido.Korodo kaj erozio de ŝtalo estas tradicie rilataj al la detruo de tiuj tavoloj, sed malofte sur la mikroskopa nivelo, depende de la origino de la surfacmalhomogeneco.En ĉi tiu laboro, la nanoskala surfaca kemia heterogeneco detektita per spektroskopa mikroskopio kaj kemiometria analizo neatendite dominas la putriĝon kaj korodon de malvarma rulita cerio modifita superdupleksa neoksidebla ŝtalo 2507 (SDSS) dum ĝia varma deformada konduto.alia flanko.Kvankam Rentgenfota fotoelektronmikroskopio montris relative unuforman priraportadon de la natura Cr2O3-tavolo, malvarmruligita SDSS montris malbonajn pasivigrezultojn pro la lokalizita distribuado de Fe3+ riĉaj nanoinsuloj sur la Fe/Cr-oksidtavolo.Ĉi tiu scio sur la atomnivelo disponigas profundan komprenon de rustorezistaŝtala korodo kaj estas atendita helpi kontraŭbatali korodon de similaj alt-alojaj metaloj.
Ekde la invento de neoksidebla ŝtalo, la korodrezisto de ferokromaj alojoj ricevis al kromo, kiu formas fortan oksidon/oksihidroksidon elmontrantan pasivan konduton en la plej multaj medioj.Kompare al konvenciaj (aŭstenitaj kaj feritaj) neoksideblaj ŝtaloj, superdupleksaj neoksideblaj ŝtaloj (SDSS) kun pli bona koroda rezisto havas superajn mekanikajn ecojn1,2,3.Pliigita mekanika forto permesas pli malpezajn kaj pli kompaktajn dezajnojn.En kontrasto, la ekonomia SDSS havas altan reziston al truado kaj fenda korodo, rezultigante pli longan funkcidaŭron kaj pli larĝajn aplikojn en poluokontrolo, kemiaj ujoj, kaj la enmara petrolo kaj gasindustrio4.Tamen, la mallarĝa gamo de varmotraktadtemperaturoj kaj malbona formebleco malhelpas ĝian larĝan praktikan aplikon.Tial, SDSS estis modifita por plibonigi ĉi-suprajn trajtojn.Ekzemple, Ce-modifo kaj altaj aldonoj de N 6, 7, 8 estis lanĉitaj en 2507 SDSS (Ce-2507).Taŭga koncentriĝo de 0.08 pez% malofta tera elemento (Ce) havas utilan efikon al la mekanikaj trajtoj de la DSS, ĉar ĝi plibonigas grenan rafinadon kaj grenan limforton.Eluziĝo kaj koroda rezisto, streĉa forto kaj cedemo kaj varma laborebleco ankaŭ estis plibonigitaj9.Grandaj kvantoj da nitrogeno povas anstataŭigi multekostan nikelenhavon, igante SDSS pli kostefika10.
Lastatempe, SDSS estis plaste deformita ĉe 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 trafita per multaj faktoroj, kiel ekzemple la ĉeesto de multaj fazoj kun malsamaj grenlimoj, nedezirataj precipitaĵoj kaj malsamaj reagoj.la interna nehomogena mikrostrukturo de diversaj aŭstenitaj kaj feritaj fazoj estas misformita 7 .Tial, la studo de la mikrodomajnaj trajtoj de tiaj filmoj sur la nivelo de la elektronika strukturo estas de decida graveco por komprenado de SDSS-korodo kaj postulas kompleksajn eksperimentajn teknikojn.Ĝis nun, surfac-sentemaj metodoj kiel ekzemple Auger-elektrona spektroskopio11 kaj Rentgenfota fotoelektrona spektroskopio12,13,14,15 same kiel la malmola Rentgenfota fotoelektrona fotoelektrona sistemo distingas, sed ofte malsukcesas apartigi, la kemiajn statojn de la sama elemento en malsamaj punktoj en la spaco sur la nanoskalo.Pluraj lastatempaj studoj ligis lokan oksigenadon de kromo al la observita korodkonduto de 17 aŭstenitaj rustorezistaj ŝtaloj, 18 martensitaj neoksideblaj ŝtaloj, kaj SDSS 19, 20. Tamen, tiuj studoj plejparte temigis la efikon de Cr-heterogeneco (ekz., Cr3+-oksidiĝa stato) sur korodrezisto.Flanka heterogeneco en la oksigenadstatoj de elementoj povas esti kaŭzita de malsamaj kunmetaĵoj kun la samaj konsistigaj elementoj, kiel ekzemple feroksidoj.Ĉi tiuj kunmetaĵoj heredas termomeĥanike prilaboritan malgrandan grandecon proksime najbaraj unu al la alia, sed malsamas en konsisto kaj oksidiĝa stato16,21.Tial, riveli la detruon de oksidfilmoj kaj tiam truado postulas komprenon de surfacmalhomogeneco sur la mikroskopa nivelo.Malgraŭ tiuj postuloj, kvantaj taksoj kiel ekzemple laterala oksigena heterogeneco, precipe de fero sur la nano/atoma skalo, daŭre 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 Rentgenfotan fotoelektronmikroskopion (X-PEEM) en nanoskalaj sinkrotronaj radiadinstalaĵoj.Kombinita kun kemie sentemaj Rentgenfotaj absorba spektroskopio (XAS) teknikoj, X-PEEM ebligas XAS-mezuradon kun alta spaca kaj spektra rezolucio, provizante kemiajn informojn pri la elementa kunmetaĵo kaj ĝia kemia stato kun spaca rezolucio ĝis la nanometra skalo 23 .Tiu spektroskopa observado de la loko de inico 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 ĉe la nanoskala kaj prezentas kompreneman atom-nivelan surfacan analizmetodon por kompreni la korodkonduton de Ce-2507.Ĝi uzas K-mezans-grupon kemiometrikajn datenojn24 por mapi la tutmondan kemian kunmetaĵon (heterogeneco) de la elementoj engaĝitaj, kun iliaj kemiaj statoj prezentitaj en statistika reprezentado.Male al konvencia korodo kaŭzita de kromoksida filmrompo, la nuna malbona pasivigo kaj malbona korodrezisto ricevas al lokalizitaj Fe3+ riĉaj nanoinsuloj proksime de la Fe/Cr-oksidtavolo, kiu povas esti atako de la protekta oksido.Ĝi formas filmon surloke kaj kaŭzas korodon.
La koroda konduto de misformita SDSS 2507 unue estis taksita uzante elektrokemiajn mezuradojn.Sur fig.Figuro 1 montras la Nyquist- kaj Bode-kurbojn por elektitaj provaĵoj en acidaj (pH = 1) akvaj solvaĵoj de FeCl3 ĉe ĉambra temperaturo.La elektita elektrolito funkcias kiel forta oksidanta agento, karakterizante la tendencon de la pasiva filmo rompiĝi.Kvankam la materialo ne suferis stabilan ĉambran temperaturon, ĉi tiuj analizoj disponigis sciojn pri eblaj malsukcesaj eventoj kaj post-korodaj procezoj.La ekvivalenta cirkvito (Fig. 1d) estis uzata por konveni elektrokemian impedanca spektroskopio (EIS) spektroj, kaj la respondaj konvenaj rezultoj estas montritaj en Tabelo 1. Nekompletaj duoncirkloj aperis dum testado de la solvo traktita kaj varma laboritaj specimenoj, dum la respondaj kunpremitaj duoncirkloj estis malvarme rulitaj (Fig. 1b).En la EIS-spektro, la duoncirkla radiuso povas esti konsiderata kiel la polusiĝrezisto (Rp)25,26.La Rp de solvo traktita SDSS en Tabelo 1 estas proksimume 135 kΩ cm-2, tamen por varme laborita kaj malvarma rulita SDSS ni povas vidi multe pli malaltajn valorojn de 34.7 kaj 2.1 kΩ cm-2 respektive.Ĉi tiu signifa malkresko de Rp indikas malutilan efikon de plasta deformado sur pasivado kaj koroda rezisto, kiel montrite en antaŭaj raportoj 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode impedanco kaj fazodiagramoj, kaj ekvivalenta cirkvitomodelo por d, kie RS estas la elektrolitrezisto, Rp estas la polusrezisto, kaj QCPE estas la konstanta faza elementoksido uzita por modeligi la ne-idealan kapacitancon (n).La EIS-mezuradoj estis faritaj ĉe senŝarĝa potencialo.
La unuaordaj konstantoj estas montritaj en la Bode-diagramo kaj la altfrekvenca altebenaĵo reprezentas la elektrolitreziston RS26.Ĉar la frekvenco malpliiĝas, la impedanco pliiĝas kaj negativa fazperspektivo estas trovita, indikante kapacitancdominecon.La fazangulo pliiĝas, konservante sian maksimuman valoron en relative larĝa frekvenca gamo, kaj tiam malpliiĝas (Fig. 1c).Tamen, en ĉiuj tri kazoj tiu maksimuma valoro daŭre estas malpli ol 90°, indikante ne-idealan kapacitan konduton pro kapacita disperso.Tiel, la QCPE-konstanfaza elemento (CPE) kutimas reprezenti la interfacan kapacitan distribuon derivitan de surfaca malglateco aŭ malhomogeneco, precipe laŭ atomskalo, fraktala geometrio, elektrodporeco, ne-unuforma potencialo, kaj surfaca dependa nuna distribuo.Elektroda geometrio31,32.CPE-impedanco:
kie j estas la imaga nombro kaj ω estas la angula frekvenco.QCPE estas ofteco 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, te la pli proksima n estas al 1, la 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 polusiĝtestado.La QCPE de malvarma rulita SDSS estas multe pli alta ol similaj produktoj, kio signifas, ke la surfaca kvalito estas malpli unuforma.
Konsekvence kun la plej multaj korodrezistaj propraĵoj de neoksideblaj ŝtaloj, la relative alta Cr-enhavo de SDSS ĝenerale rezultigas superan korodan reziston de SDSS pro la ĉeesto de pasiva protekta oksida filmo sur la surfaco17.Ĉi tiu pasiva filmo estas kutime riĉa je Cr3+-oksidoj kaj/aŭ hidroksidoj, ĉefe integrante Fe2+, Fe3+-oksidojn kaj/aŭ (oksi)hidroksidojn 33 .Malgraŭ la sama surfaca unuformeco, pasivanta oksidtavolo, kaj neniu videbla damaĝo sur la surfaco, kiel determinite per mikroskopaj bildoj,6,7 la koroda konduto de varma-laborita kaj malvarm-rulita SDSS estas malsama kaj tial postulas profundan studon de la deforma mikrostrukturo kaj struktura karakterizaĵo de ŝtalo.
La mikrostrukturo de misformita rustorezista ŝtalo estis kvante esplorita per internaj kaj sinkrotronaj alt-energiaj Rentgenaj radioj (Suplementaj Figuroj 1, 2).Detala analizo estas provizita en la Aldonaj Informoj.Kvankam ili plejparte respondas al la speco de la ĉefa fazo, diferencoj en fazaj volumfrakcioj estas trovitaj, kiuj estas listigitaj en Suplementa Tabelo 1. Ĉi tiuj diferencoj povas esti asociitaj kun nehomogenaj fazaj frakcioj ĉe la surfaco, same kiel volumetraj fazaj frakcioj faritaj ĉe malsamaj profundoj.detekto per ikso-radia difrakto.(XRD) kun diversaj energifontoj de okazantaj fotonoj.La relative pli alta proporcio de aŭstenito en malvarme rulitaj specimenoj, determinita de XRD de laboratoriofonto, indikas pli bonan pasivigon kaj poste pli bonan korodan reziston35, dum pli precizaj kaj statistikaj rezultoj indikas kontraŭajn tendencojn en fazaj proporcioj.Krome, la koroda rezisto de ŝtalo ankaŭ dependas de la grado de grena rafinado, grajngrandeco-redukto, pliiĝo de mikrodeformadoj kaj dislokiĝa denseco, kiuj okazas dum termomekanika traktado36,37,38.La varme prilaboritaj specimenoj elmontras pli grajnecan naturon, indikan de mikron-grandaj grajnoj, dum la glataj ringoj observitaj en la malvarme rulitaj specimenoj (Suplementa Fig. 3) indikas signifan grenan rafinadon al nanoskalo en antaŭa laboro6, kiu devus kontribui al filma pasivado.formado kaj pliigo de koroda rezisto.Pli alta dislokiĝdenseco estas kutime rilata al pli malalta rezisto al pikado, kiu konsentas bone kun elektrokemiaj mezuradoj.
Ŝanĝoj en la kemiaj statoj de mikrodomajnoj de elementaj elementoj estis sisteme studitaj uzante X-PEEM.Malgraŭ la abundo de alojaj elementoj, Cr, Fe, Ni kaj Ce39 estis elektitaj ĉi tie, ĉar Cr estas ŝlosila elemento por la formado de pasivadfilmo, Fe estas la ĉefa elemento en ŝtalo, kaj Ni plifortigas pasivacion kaj balancas la ferit-aŭstenitan fazstrukturon kaj la celon de Ce-modifo.Ĝustigante la energion 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 ruliĝanta Ce-2507 SDSS.Taŭga datuma analizo estis farita per korpigado de energia kalibrado kun publikigitaj datumoj (ekz. XAS 40, 41 sur Fe L2, 3 randoj).
Sur fig.Figuro 2 montras X-PEEM-bildojn de varme laboritaj (Fig. 2a) kaj malvarme rulitaj (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS kaj respondaj XAS-randoj de Cr kaj Fe L2,3 ĉe individue markitaj lokoj.La L2,3-rando de la XAS sondas la senokupajn 3d-ŝtatojn post elektrona fotoekscitado ĉe la spin-orbita disfendanta niveloj 2p3/2 (L3-rando) kaj 2p1/2 (L2-rando).Informoj pri la valenta stato de Cr estis akirita de XAS ĉe la L2,3-rando en Fig. 2b, ekz.Komparo kun juĝistoj.42,43 montris ke kvar pintoj estis observitaj proksime de la L3-rando, nomitaj A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) kaj D (582.2 eV), reflektante okaedran Cr3+, egalrilatante al la Cr2O3 jono.La eksperimentaj spektroj konsentas kun la teoriaj kalkuloj montritaj en paneloj b kaj e, akiritaj de multoblaj kalkuloj de la kristala kampo ĉe la Cr L2.3-interfaco uzante kristalan kampon de 2.0 eV44.Ambaŭ surfacoj de varm-laborita kaj malvarm-rulita SDSS estas kovritaj per relative unuforma tavolo de Cr2O3.
a X-PEEM termika bildo de termike misformita SDSS responda al b Cr L2.3 rando kaj c Fe L2.3 rando, d X-PEEM termika bildo de malvarma rulita SDSS responda al e Cr L2.3 rando kaj f Fe L2 .3 rando ( f).La XAS-spektroj estas intrigitaj ĉe malsamaj spacaj pozicioj markitaj sur la termikaj bildoj (a, d), la oranĝaj punktlinioj en (b) kaj (e) reprezentas la ŝajnigajn XAS-spektrojn de Cr3+ kun kristalkampa valoro 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-sorbado (de malalta ĝis alta).
Sendepende de la kemia medio de tiuj metalaj elementoj, la kemia stato de la aldonoj de Ni kaj Ce alojelementoj por ambaŭ provaĵoj 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 varmaj kaj malvarme rulitaj specimenoj.Ni XAS montras la oksigenajn statojn de Ni2+ sur la tuta mezurita surfaco de varmaj kaj malvarme rulitaj specimenoj (Suplementa Diskuto).Oni devas rimarki, ke, en la kazo de varmaj provaĵoj, la XAS-signalo de Ce ne estis observita, dum en la kazo de malvarme rulitaj provaĵoj, la spektro de Ce3+ estis observita.La observado de Ce-punktoj en malvarme rulitaj specimenoj montris, ke Ce ĉefe aperas en formo de precipitaĵoj.
En la termike misformita SDSS, neniu loka struktura ŝanĝo en XAS ĉe la Fe L2,3-rando estis observita (Fig. 2c).Tamen, la Fe-matrico mikro-regione ŝanĝas sian kemian staton ĉe sep hazarde elektitaj punktoj de la malvarm-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 Suplementa 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+ okaedraj oksidoj estis modeligitaj 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 kaj Fe2+ & 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 kaj Fe2+ & 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 funkcias 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 ekz-pozicioj.Tial, la Fe3+ jonoj en γ-Fe2O3 havas kaj Td kaj Oh poziciojn.Kiel menciite en antaŭa artikolo,45 kvankam la intensecproporcio de la du estas malsama, ilia intensecproporcio ekz/t2g estas ≈1, dum en ĉi tiu kazo la observita intensecproporcio ekz/t2g estas proksimume 1. Ĉi tio ekskludas la eblecon ke en la nuna situacio nur Fe3+ ĉeestas.Konsiderante la kazon de Fe3O4 kun kaj Fe2+ kaj Fe3+, la unua trajto konata havi pli malfortan (pli fortan) L3-randon por Fe indikas pli malgrandan (pli grandan) neokupitan staton t2g.Ĉi tio validas por Fe2+ (Fe3+), kiu montras, ke la unua trajto de la pliiĝo indikas pliiĝon de la enhavo de Fe2+47.Tiuj rezultoj montras ke la kunekzisto de Fe2+ kaj γ-Fe2O3, α-Fe2O3 kaj/aŭ Fe3O4 dominas sur la malvarm-ruliĝinta surfaco de la kunmetaĵoj.
Pligrandigitaj fotoelektronaj termobildaj bildoj de la XAS-spektroj (a, c) kaj (b, d) transirante la Fe L2,3-randon ĉe diversaj spacaj pozicioj ene de elektitaj regionoj 2 kaj E en Figoj.2d.
La akiritaj eksperimentaj datumoj (Fig. 4a kaj Suplementa Fig. 11) estas intrigitaj kaj komparitaj kun la datumoj por puraj kunmetaĵoj 40, 41, 48. Tri malsamaj specoj de eksperimente observitaj Fe L-rando XAS-spektroj (XAS-1, XAS-2 kaj XAS-3: Fig. 4a).Aparte, spektro 2-a (indicita kiel XAS-1) en Fig. 3b sekvita de spektro 2-b (etikedita XAS-2) estis observita super la tuta detekta areo, dum spektroj kiel E-3 estis observitaj en figuro 3d (etikedita XAS-3) estis observitaj ĉe specifaj lokoj.Kiel regulo, kvar parametroj estis uzataj por identigi la ekzistantajn valentajn statojn en la studata specimeno: (1) spektraj trajtoj L3 kaj L2, (2) energiaj pozicioj de la karakterizaĵoj L3 kaj L2, (3) energia diferenco L3-L2., ( 4) L2/L3 intenseco-proporcio.Laŭ vidaj observoj (Fig. 4a), ĉiuj tri Fe-komponentoj, nome, Fe0, Fe2+, kaj Fe3+, ĉeestas sur la SDSS-surfaco studata.La kalkulita intensecproporcio L2/L3 ankaŭ indikis la ĉeeston de ĉiuj tri komponentoj.
Simulitaj XAS-spektroj de Fe kun observitaj tri malsamaj eksperimentaj datumoj (solidaj linioj XAS-1, XAS-2 kaj XAS-3 respondas al 2-a, 2-b kaj E-3 en Fig. 2 kaj 3) Komparo, Okedroj Fe2+, Fe3+ kun kristalkampaj valoroj de 1.0 eV kaj 1.0 eV kaj eksperimentaj datumoj respektive kun AS-2, 1xd, 1. XAS-3) kaj la ekvivalentaj optimumigitaj LCF-datenoj (solida nigra linio), kaj ankaŭ en la formo XAS-3-spektroj kun Fe3O4 (miksita stato de Fe) kaj Fe2O3 (pura Fe3+) normoj.
Linia kombinaĵo-konveno (LCF) de la tri normoj 40, 41, 48 estis uzita por kvantigi la feroksidkunmetaĵon.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-aparatoj, 10% Fe0 estis enkalkulita en ĉiuj kazoj pro la fakto, ke ni observis malgrandan kornicon en ĉiuj datumoj, kaj ankaŭ pro la fakto, ke metala fero estas la ĉefa komponanto de ŝtalo. Efektive, la provizora profundo de X-PEEM por Fe (~6 nm)49 estas pli granda ol la laŭtaksa oksigenadtavoldikeco (iomete > 4 nm), permesante detekton de signalo de la fermatrico (Fe0) sub la pasivaga tavolo. Efektive, la provizora profundo de X-PEEM por Fe (~6 nm)49 estas pli granda ol la laŭtaksa oksigenadtavoldikeco (iomete > 4 nm), permesante detekton de signalo de la fermatrico (Fe0) sub la pasivaga tavolo. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина толщина толщина слон но слоя но ), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Efektive, la sondilo X-PEEM-profundo por Fe (~6 nm)49 estas pli granda ol la supozita dikeco de la oksigena tavolo (iomete >4 nm), kio ebligas detekti la signalon de la fera matrico (Fe0) sub la pasiva 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（略> 4 nm（略> 4 nm（检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略 厚度 略 略> 4 n.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 信号号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатаело голь немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пасюсивироя. Fakte, la profundo de detekto de Fe (~6 nm) 49 de X-PEEM estas pli granda ol la atendata dikeco de la oksidtavolo (iomete> 4 nm), kio permesas detekton de la signalo de la fermatrico (Fe0) sub la pasivaga tavolo. .Diversaj kombinaĵoj de Fe2+ kaj Fe3+ estis faritaj por trovi la plej bonan eblan solvon por la observitaj eksperimentaj datenoj.Sur fig.4b montras la XAS-1-spektron por la kombinaĵo de Fe2+ kaj Fe3+, kie la proporcioj de Fe2+ kaj Fe3+ estis similaj je proksimume 45%, indikante miksitajn oksigenadstatojn de Fe.Dum por la XAS-2-spektro, la procento de Fe2+ kaj Fe3+ iĝas ~30% kaj 60%, respektive.Fe2+ ​​​​estas malpli ol Fe3+.La rilatumo de Fe2+ al Fe3, egala al 1:2, signifas ke Fe3O4 povas esti formita ĉe la sama rilatumo inter Fe-jonoj.Krome, por la XAS-3-spektro, la procento de Fe2+ kaj Fe3+ iĝas ~10% kaj 80%, kio indikas pli altan konvertiĝon de Fe2+ al Fe3+.Kiel menciite supre, Fe3+ povas veni de α-Fe2O3, γ-Fe2O3 aŭ Fe3O4.Por kompreni la plej verŝajnan fonton de Fe3+, la XAS-3-spektro estis intrigita kun malsamaj Fe3+-normoj en Figuro 4e, montrante similecon kun ambaŭ normoj dum pripensado de la B-pinto.Tamen, la intenseco de la ŝultropintoj (A: de Fe2+) kaj la B/A intensecproporcio indikas ke ke la spektro de XAS-3 estas proksima, sed ne koincidas kun la spektro de γ-Fe2O3.Kompare al plej granda γ-Fe2O3, la Fe 2p XAS-pinto de A SDSS havas iomete pli altan intensecon (Fig. 4e), kiu indikas pli altan intensecon de Fe2+.Kvankam la spektro de XAS-3 estas simila al tiu de γ-Fe2O3, kie Fe3+ ĉeestas ĉe la Oh kaj Td-pozicioj, la identigo de malsamaj valentoŝtatoj kaj kunordigo nur laŭ la L2,3-rando aŭ la L2/L3 intensecproporcio restas la temo de daŭranta esplorado.diskuto pro la komplekseco de la diversaj faktoroj, kiuj influas la finan spektron41.
Krom la spektraj diferencoj en la kemia stato de la elektitaj regionoj de intereso priskribitaj supre, la tutmonda kemia heterogeneco de la ŝlosilaj elementoj Cr kaj Fe ankaŭ estis taksita klasifikante ĉiujn XAS-spektrojn akiritajn sur la provaĵsurfaco uzante la K-mezan amasigan metodon.La Cr L-randaj profiloj formas du space distribuitajn optimumajn aretojn en la varmaj kaj malvarme rulitaj specimenoj montritaj en Figoj.5. Estas klare ke neniuj lokaj strukturaj ŝanĝoj estas perceptitaj kiel similaj, ĉar la du centroidoj de la XAS Cr-spektroj estas kompareblaj.Tiuj spektraj formoj de la du aretoj estas preskaŭ identaj al tiuj egalrilatantaj al Cr2O342, kio signifas ke la Cr2O3-tavoloj estas relative egale interspacigitaj sur la SDSS.
Cr L K-signifas randregionaretojn, kaj b estas la ekvivalentaj XAS-centroidoj.Rezultoj de K-means X-PEEM-komparo de malvarm-rulita SDSS: c Cr L2.3 randregiono de K-means aretoj kaj d ekvivalentaj XAS-centroidoj.
Por ilustri pli kompleksajn FeL-randmapojn, kvar kaj kvin optimumigitaj aretoj kaj iliaj rilataj centroidoj (spektraj profiloj) estis uzitaj por varma-laboritaj kaj malvarm-rulitaj specimenoj, respektive.Tial, la procento (%) de Fe2+ kaj Fe3+ povas esti akirita per ĝustigo de la LCF montrita en Fig.4.La pseŭdoelektrodpotencialo Epseudo kiel funkcio de Fe0 kutimis riveli la mikrokemian malhomogenecon de la surfaca oksidfilmo.Epseudo estas proksimume taksita per la miksregulo,
kie \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) egalas \(\rm{Fe} + 2e^ – \ al \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 kaj 0,036 V, respektive.Regionoj kun pli malalta potencialo havas pli altan enhavon de la Fe3+-kunmetaĵo.La ebla distribuo en termike misformitaj specimenoj havas tavoligitan karakteron kun maksimuma ŝanĝo de ĉirkaŭ 0.119 V (Fig. 6a, b).Ĉi tiu ebla distribuo estas proksime rilatita al la surfaca topografio (Fig. 6a).Neniuj aliaj pozicio-dependaj ŝanĝoj en la suba laminara interno estis observitaj (Fig. 6b).Male, por la ligo de malsimilaj oksidoj kun malsamaj enhavoj de Fe2+ kaj Fe3+ en malvarma ruliĝita SDSS, oni povas observi ne-unuforman naturon de la pseŭdopotencialo (Fig. 6c, d).Fe3+-oksidoj kaj/aŭ (oksi)hidroksidoj estas la ĉefaj komponantoj de rusto en ŝtalo kaj estas penetreblaj al oksigeno kaj akvo50.En ĉi tiu kazo, la insuloj riĉaj je Fe3+ estas konsideritaj kiel loke distribuitaj kaj povas esti konsideritaj kiel koroditaj areoj.En la sama tempo, la gradiento en la ebla kampo, prefere ol la absoluta valoro de la potencialo, povas esti utiligita kiel indikilo por la lokalizo de aktivaj korodejoj.Ĉi tiu neegala distribuado de Fe2+ kaj Fe3+ sur la surfaco de malvarma rulita SDSS povas ŝanĝi la lokan kemion kaj disponigi pli praktikan aktivan surfacareon dum oksidfilma rompo kaj korodreagoj, permesante al la subesta metalmatrico daŭri korodi, rezultigante internan heterogenecon.propraĵoj kaj redukti la protektajn ecojn de la pasiva tavolo.
K-signifas aretojn kaj ekvivalentajn XAS-centroidojn en la randregiono Fe L2.3 de varm-misformita X-PEEM ac kaj df de malvarm-rulita SDSS.a, d K-signifas grapolintrigojn supermetitajn sur X-PEEM bildoj.La kalkulita pseŭdoelektrodpotencialo (Epseudo) estas menciita kune kun la K-means aretintrigo.La brileco de la X-PEEM-bildo, kiel la koloro en Fig. 2 estas proporcia al la Rentgenfota absorbadintenseco.
Relative unuforma Cr sed malsama kemia stato de Fe kondukas al malsamaj oksidfilmodifekto kaj korodpadronoj en varma-laborita kaj malvarm-rulita Ce-2507.Ĉi tiu propraĵo de malvarma ruliĝita Ce-2507 estis bone studita.Koncerne la formadon de oksidoj kaj hidroksidoj de Fe en la ĉirkaŭa aero en ĉi tiu preskaŭ neŭtrala laboro, la reagoj estas kiel sekvas:
Ĉi-supraj reagoj okazas en la sekvaj scenaroj bazitaj sur X-PEEM-analizo.Malgranda ŝultro egalrilatanta al Fe0 estas rilata al la subesta metala fero.La reago de metala Fe kun la medio rezultigas la formadon de Fe(OH)2 tavolo (ekvacio (5)), kiu plifortigas la Fe2+-signalon en la Fe L-rando XAS.Longdaŭra 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 riĉa protekta tavolo de Cr3+, de kiu Fe3O4 preferas unuforman kaj gluecan strukturon.La ĉeesto de ambaŭ rezultoj en miksitaj oksigenadŝtatoj (XAS-1-spektro).La XAS-2-spektro plejparte egalrilatas al Fe3O4.Dum la observado de XAS-3-spektroj en pluraj lokoj indikis kompletan konvertiĝon al γ-Fe2O3.Ĉar la penetrprofundo de la disfalditaj Rentgenradioj estas proksimume 50 nm, la signalo de la pli malalta tavolo rezultigas pli altan intensecon de la A-pinto.
La XPA-spektro montras ke la Fe-komponento en la oksidfilmo havas tavoligitan strukturon kombinitan kun Cr-oksidtavolo.Kontraste al la signoj de pasivado pro loka malhomogeneco de Cr2O3 dum korodo, malgraŭ la unuforma tavolo de Cr2O3 en ĉi tiu laboro, malalta koroda rezisto estas observita en ĉi tiu kazo, precipe por malvarme rulitaj specimenoj.La observita konduto povas esti komprenita kiel la heterogeneco de la kemia oksigenada stato en la supra tavolo (Fe), kiu influas la korodan agadon.Pro la sama stoiĥiometrio de la supra tavolo (feroksido) kaj la malsupra tavolo (kromoksido)52,53 pli bona interago (adhero) inter ili kondukas al malrapida transporto de metalaj aŭ oksigenaj jonoj en la krado, kiu, siavice, kondukas al pliigo de koroda rezisto.Tial, kontinua stoiĥiometria rilatumo, t.e. unu oksidiĝa stato de Fe, estas preferinda al subitaj stoiĥiometriaj ŝanĝoj.La varmedeformita SDSS havas pli unuforman surfacon, pli densan protektan tavolon kaj pli bonan korodan reziston.Dum por malvarma ruliĝita SDSS, la ĉeesto de Fe3+-riĉaj insuloj sub la protekta tavolo malobservas la integrecon de la surfaco kaj kaŭzas galvanan korodon kun la proksima substrato, kiu kondukas al akra guto en Rp (Tabelo 1).La EIS-spektro kaj ĝia korodrezisto estas reduktitaj.Oni povas vidi, ke la loka distribuo de riĉaj insuloj en Fe3+ pro plasta deformado ĉefe influas la korodan reziston, kio estas sukceso en ĉi tiu laboro.Tiel, ĉi tiu studo prezentas spektroskopajn mikroskopajn bildojn de la redukto en korodrezisto de SDSS-provaĵoj studitaj per la plasta deformadmetodo.
Krome, kvankam maloftaj teraj alojoj en dufazaj ŝtaloj montras pli bonan efikecon, la interago de ĉi tiu aldonaĵo kun la individua ŝtala matrico laŭ koroda konduto laŭ spektroskopa mikroskopio restas pasema.La aspekto de Ce-signaloj (per XAS M-randoj) aperas nur en kelkaj lokoj dum malvarma rulado, sed malaperas dum varma deformado de la SDSS, indikante lokan precipitaĵon de Ce en la ŝtalmatrico, prefere ol homogena alojo.Kvankam ne signife plibonigas la mekanikajn trajtojn de SDSS6,7, la ĉeesto de rarateraj elementoj reduktas la grandecon de la inkludoj kaj supozeble malhelpas truadon en la komenca regiono54.
En konkludo, ĉi tiu laboro malkaŝas la efikon de surfaca heterogeneco sur la korodo de 2507 SDSS modifita kun cerio kvantigante la kemian enhavon de nanoskalaj komponentoj.Ni respondas la demandon, kial neoksidebla ŝtalo korodas eĉ sub protekta oksida tavolo kvantigante ĝian mikrostrukturon, surfacan kemion kaj signalan prilaboradon per K-rimeda amasiĝo.Estis konstatite ke insuloj riĉaj je Fe3+, inkluzive de sia okaedra kaj kvaredra kunordigo laŭ la tuta trajto de miksita Fe2+/Fe3+, estas la fonto de difekto kaj korodo de la malvarm-rulita oksidfilmo SDSS.Nanoinsuloj dominitaj per Fe3+ kondukas al malbona korodrezisto eĉ en la ĉeesto de sufiĉa stoiĥiometria Cr2O3 pasiva tavolo.Aldone al metodikaj progresoj en determinado de la efiko de nanoskala kemia heterogeneco sur korodo, daŭranta laboro estas atendita inspiri inĝenieristikprocezojn por plibonigi la korodreziston de rustorezistaj ŝtaloj dum ŝtalkreado.
Por prepari la Ce-2507 SDSS ingoton uzitan en ĉi tiu studo, miksita kunmetaĵo inkluzive de Fe-Ce majstra alojo sigelita per pura fertubo estis fandita en 150 kg mezfrekvenca induktoforno por produkti fanditan ŝtalon kaj verŝita en ŝimon.La mezuritaj kemiaj komponaĵoj (wt%) estas listigitaj en Suplementa Tabelo 2. Ingotoj unue estas varme forĝitaj en blokojn.Tiam ĝi estis kalzita je 1050 °C dum 60 min por akiri ŝtalon en la stato de solida solvaĵo, kaj tiam estingita en akvo ĝis ĉambra temperaturo.La studitaj specimenoj estis detale studitaj uzante TEM kaj DOE por studi la fazojn, grajngrandecon kaj morfologion.Pli detalaj informoj pri specimenoj kaj produktadprocezo troveblas en aliaj fontoj6,7.
Cilindraj provaĵoj (φ10 mm × 15 mm) por varma kunpremado estis prilaboritaj tiel ke la akso de la cilindro estis paralela al la deformaddirekto de la bloko.Alt-temperatura kunpremado estis efektivigita ĉe diversaj temperaturoj en la intervalo de 1000-1150 °C uzante termika simulilo Gleeble-3800 kun konstanta streĉiĝo en la intervalo de 0,01-10 s-1.Antaŭ deformado, la provaĵoj estis varmigitaj kun rapideco de 10 °C s-1 dum 2 min ĉe elektita temperaturo por elimini la temperaturgradienton.Post atingado de temperaturunuformeco, la specimeno estis misformita al vera trostreĉvaloro de 0.7.Post deformado, la specimenoj tuj estis estingitaj per akvo por konservi la misformitan strukturon.La hardita specimeno tiam estas tranĉita paralela al la kunpremaddirekto.Por ĉi tiu aparta studo, ni elektis specimenon kun varma streĉa 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 solvo Ce-2507 estis uzataj en LG-300-trifaza nesinkrona du-rula muelejo kun la plej bonaj mekanikaj trajtoj inter ĉiuj aliaj deformaj niveloj6.La streĉiĝorapideco kaj dikeco-redukto por ĉiu vojo estas 0.2 m·s-1 kaj 5%, respektive.
Elektrokemia laborstacio Autolab PGSTAT128N estis uzita por SDSS-elektrokemiaj mezuradoj post malvarma rulado al 90%-redukto en dikeco (1.0 ekvivalenta vera trostreĉiĝo) kaj post varma premado je 1050 °C por 10 s-1 al vera trostreĉiĝo de 0.7.La laborstacio havas tri-elektrodan ĉelon kun saturita kalomelelektrodo kiel la referenca elektrodo, grafita kontraŭelektrodo, kaj SDSS-provaĵo kiel la laborelektrodo.La specimenoj estis tranĉitaj en cilindrojn kun diametro de 11,3 mm, al kies flankoj estis lutitaj kupraj dratoj.La specimenoj tiam estis fiksitaj per epoksio, lasante funkciantan malferman areon de 1 cm2 kiel la laborelektrodo (malsupra flanko de la cilindra specimeno).Atentu dum resanigo de la epoksio kaj posta sablado kaj polurado por eviti krakadon.La laborsurfacoj estis muelitaj kaj poluritaj per diamanta polura suspendo kun partiklograndeco de 1 μm, lavitaj per distilita akvo kaj etanolo, kaj sekigitaj en malvarma aero.Antaŭ elektrokemiaj mezuradoj, la poluritaj provaĵoj estis eksponitaj al aero dum pluraj tagoj por formi naturan oksidan filmon.Akva solvaĵo de FeCl3 (6.0 wt%), stabiligita al pH = 1.0 ± 0.01 kun HCl laŭ ASTM-rekomendoj, estas uzata por akceli la korodon de neoksidebla ŝtalo55 ĉar ĝi estas koroda en ĉeesto de kloridjonoj kun forta oksigena kapablo kaj malalta pH Mediaj normoj G48 kaj A923.Mergu la specimenon en la testan solvon dum 1 horo por atingi preskaŭ stabilan staton antaŭ fari iujn ajn mezurojn.Por solidaj solvaĵoj, varme formitaj kaj malvarme rulitaj specimenoj, impedancmezuradoj estis faritaj ĉe malferma cirkvito potencialoj (OPC) de 0.39, 0.33, kaj 0.25 V, respektive, en la frekvenca gamo de 1 105 ĝis 0.1 Hz kun amplitudo de 5 mV.Ĉiuj kemiaj provoj estis ripetitaj almenaŭ 3 fojojn sub la samaj kondiĉoj por certigi datuman reprodukteblecon.
Por HE-SXRD-mezuradoj, rektangulaj dupleksaj ŝtalblokoj je 1 × 1 × 1.5 mm3 estis mezuritaj por kvantigi la trabfazkonsiston de Brockhouse alt-energia svingilo ĉe CLS, Kanado56.Datenkolektado estis farita en Debye-Scherrer-geometrio aŭ dissenda geometrio ĉe ĉambra temperaturo.La Rentgenfota ondolongo kalibrita per la LaB6-kalibrilo estas 0.212561 Å, kiu egalrilatas al 58 keV, kio estas multe pli alta ol tiu de Cu Kα (8 keV) ofte utiligita kiel laboratoria Rentgenfota fonto.La specimeno situis je distanco de 740 mm de la detektilo.La detekta volumo de ĉiu specimeno estas 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, kiu estas determinita de la trabo-grandeco kaj specimena dikeco.Ĉiuj datumoj estis kolektitaj per areodetektilo Perkin Elmer, ebena panela Rentgenfota detektilo, 200 µm-pikseloj, 40×40 cm2 uzante ekspontempon de 0.3 s kaj 120 kadroj.
X-PEEM-mezuradoj de du elektitaj modelsistemoj estis aranĝitaj ĉe la Beamline MAXPEEM PEEM finstacio en la MAX IV-laboratorio (Lund, Svedio).Provaĵoj estis preparitaj en la sama maniero kiel por elektrokemiaj mezuradoj.La pretaj provaĵoj estis konservitaj en aero dum pluraj tagoj kaj degasigitaj en ultraalta vakuoĉambro antaŭ esti surradiitaj kun sinkrotronaj fotonoj.La energirezolucio de la radiolinio estis akirita per mezurado de la jona rendimento-spektro en la ekscitregiono de N 1 s ĝis 1\(\pi _g^ \ast\) proksime de hv = 401 eV en N2 kun la dependeco de la fotona energio sur E3/2 , 57. Proksimadaj spektroj donis ΔE (3 ) de la mezurliniolarĝo de eV en la spektra gamo de la spektra energio. Tial, la lumlinia energirezolucio estis taksita esti E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 kaj fluo ≈1012 ph/s uzante modifitan SX-700 monokromatolon kun Si 1200-linia mm−1 krado por la Fe 2p L2,3 rando, L2, C2,3 e2p, L2, C2,3 e2p, C2,3 e2p ,5 rando. Tial, la lumlinia energirezolucio estis taksita esti E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 kaj fluo ≈1012 ph/s uzante modifitan SX-700-monokromator kun Si 1200-linia mm−1 krado por la Fe 2p L2.3 rando, L2p L2.3 e2p, C2. .5 rando. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 э0, эВ эВ В 20 эВ ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 шеткой Si 1200 шеткой Si 1200 шеткой Si 1200 шл2, миров 2, мон 2 кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Tiel, la energirezolucio de la radiokanalo estis taksita kiel E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 kaj fluo ≈1012 f/s uzante modifitan SX-700 monokromator kun Si-krado de 1200 linioj/mm por Fe rando 2p L2, 3, 2p L2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 3, 3, 4, 4, 5, 7, 7, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8, 8 plus. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过1彦濨12 翨1 禿 0,3 eV > 2000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 边缘和5 、Cr 2p L2,3 边缘和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 ， 2 和 朦 帺 朦 2 木线 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 L2.3 、Ni Cr 2p L2.3 〼 用 用 用M4.5 边缘。Tiel, kiam vi uzas modifitan SX-700-monokromator kun 1200-linia Si krado.3, Cr-rando 2p L2.3, Ni-rando 2p L2.3 kaj Ce-rando M4.5.Skanu fotonenergion en ŝtupoj de 0,2 eV.Ĉe ĉiu energio, PEEM-bildoj estis registritaj per TVIPS F-216 fibro-kunligita CMOS-detektilo kun 2 x 2 ujoj, kiu disponigas rezolucion de 1024 × 1024 pikseloj en 20 µm vidkampo.La ekspontempo de la bildoj estis 0.2 s, averaĝe 16 kadroj.La fotoelektrona bildenergio estas elektita laŭ tia maniero por disponigi la maksimuman sekundaran elektronsignalon.Ĉiuj mezuradoj estis faritaj ĉe normala incidenco uzante linie polarigitan fotonradion.Pli da informoj pri mezuradoj troveblas en antaŭa studo.Post studado de la totala elektronrendimento (TEY) detekta reĝimo kaj ĝia apliko en X-PEEM49, la prova profundo de tiu metodo estas taksita esti proksimume 4-5 nm por la Cr-signalo kaj proksimume 6 nm por Fe.La Cr-profundo estas tre proksima al la dikeco de la oksidfilmo (~4 nm) 60,61 dum la Fe-profundo estas pli granda ol la dikeco.XRD kolektita ĉe la rando de Fe L estas miksaĵo de XRD de feroksidoj kaj Fe0 de la matrico.En la unua kazo, la intenseco de la elsenditaj elektronoj venas de ĉiuj eblaj specoj de elektronoj kiuj kontribuas al TEY.Tamen, pura fersignalo postulas pli altan kinetan energion por la elektronoj por pasi tra la oksidtavolo al la surfaco kaj esti kolektitaj per la analizilo.En ĉi tiu kazo, la signalo Fe0 estas plejparte pro LVV Auger-elektronoj, same kiel sekundaraj elektronoj elsenditaj de ili.Krome, la TEY-intenseco kontribuita per tiuj elektronoj kadukiĝas dum la elektrona fuĝpado, plu reduktante la Fe0-spektran respondon en la fera XAS-mapo.
Integri datumminadon en datumkubon (X-PEEM-datumoj) estas ŝlosila paŝo por ĉerpi koncernajn informojn (kemiaj aŭ fizikaj trajtoj) en plurdimensia aliro.K-means clustering estas vaste uzata en pluraj kampoj, inkluzive de maŝinvizio, bildprilaborado, nekontrolita padronrekono, artefarita inteligenteco kaj klasifika analizo.Ekzemple, K-means clustering rezultis bone en amasigado de hiperspektraj bilddatenoj.Principe, por plurtrajtoj, la K-means-algoritmo povas facile grupigi ilin surbaze de informoj pri iliaj atributoj (fotonenergiaj trajtoj).K-means clustering estas ripeta algoritmo por dividado de datenoj en K ne-imbriktajn grupojn (aretoj), kie ĉiu pikselo apartenas al specifa areto depende de la spaca distribuado de kemia malhomogeneco en la ŝtala mikrostruktura kunmetaĵo.La K-means-algoritmo inkludas du stadiojn: en la unua etapo, K-centroidoj estas kalkulitaj, 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.Estas diversaj distancoj por difini najbarajn centroidojn kiel eŭklidan distancon.Por eniga bildo de px,y (kie x kaj y estas la rezolucio en pikseloj), CK estas la centro de pezo de la areto;ĉi tiu bildo tiam povas esti segmentita (agrupigita) en K-aretojn uzante K-rimedojn63.La finaj paŝoj de la K-means clustering algoritmo estas:
Paŝo 2. Kalkulu la membrecon de ĉiuj pikseloj laŭ la nuna centroido.Ekzemple, ĝi estas kalkulita de la eŭklida distanco d inter la centro kaj ĉiu pikselo:
Paŝo 3 Asignu ĉiun pikselon al la plej proksima centroido.Tiam rekalkulu la K-centroidajn poziciojn jene:
Paŝo 4. Ripetu la procezon (ekvacioj (7) kaj (8)) ĝis la centroidoj konverĝas.La finaj grupaj kvalitrezultoj 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 tabeldatenoj, dum la x kaj y-aksoj reprezentas spacajn informojn (piksela rezolucio) kaj la λ-akso egalrilatas al fotono.energia spektra bildo.La K-means-algoritmo estas uzata por esplori regionojn de intereso en X-PEEM-datenoj apartigante pikselojn (aretoj aŭ sub-blokoj) laŭ iliaj spektraj trajtoj kaj ĉerpante la plej bonajn centroidojn (XAS-spektraj profiloj) por ĉiu analizo.areto).Ĝi kutimas studi spacan distribuon, lokajn spektrajn ŝanĝojn, oksigenadkonduton, kaj kemiajn statojn.Ekzemple, la K-means clustering algoritmo estis uzita por Fe L-rando kaj Cr L-rando regionoj en varma-laborita kaj malvarm-rulita X-PEEM.Diversaj nombroj da 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 ekvivalentaj aretcentroidoj.Ĉiu kolordistribuo egalrilatas al la centro de la areto, montrante la spacan aranĝon de kemiaj aŭ fizikaj objektoj.La ĉerpitaj centroidoj estas liniaj kombinaĵoj de puraj spektroj.
Datumoj subtenantaj la rezultojn de ĉi tiu studo estas haveblaj laŭ akceptebla peto de la respektiva WC-aŭtoro.
Sieurin, H. & Sandström, R. Fractureto de veldita dupleksa rustorezista ŝtalo. Sieurin, H. & Sandström, R. Fractureto de veldita dupleksa rustorezista ŝtalo. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Fracture toughness 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. Fracture toughness de veldita dupleksa neoksidebla ŝtalo.Britanio.Frakcia parto.felo.73, 377-390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korodrezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en elektitaj organikaj acidoj kaj organikaj acidaj/kloridmedioj. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korodrezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en elektitaj organikaj acidoj kaj organikaj acidaj/kloridmedioj.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.kaj Van Der Merwe, J. Korodrezisto de dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj en medioj kun kelkaj 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在特定的organic酸和organic酸/klorumita medio的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.kaj Van Der Merwe, J. Korodrezisto de dupleksaj neoksideblaj ŝtaloj en elektitaj medioj de organikaj acidoj kaj organikaj acidoj/kloridoj.konservativo.Materialaj Metodoj 57, 107-117 (2010).
Barrera, S. et al.Korod-oksidativa 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 ekipaĵgaso kaj naftoproduktado. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por ekipaĵgaso kaj naftoproduktado.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por petrolo kaj gasproduktadekipaĵo.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacio de superdupleksaj ŝtaloj por gaso kaj naftoproduktadekipaĵo.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Enketo de varma deformadkonduto de dupleksa neoksidebla ŝtalo grado 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Enketo de varma deformadkonduto de dupleksa neoksidebla ŝtalo grado 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей старией стали м2507к. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.Metalo. 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. Enketo de la Varma Deformado-Konduto de Tipo 2507 Duplex Stainless Steel.Metalo.studuniversitato.tranco.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Efiko de kontrolita malvarma rulado sur la mikrostrukturo kaj mekanikaj propraĵoj de cerio-modifita super-dupleksa SAF 2507 neoksidebla ŝtalo.studuniversitato.la scienco.Britanio.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Strukturaj kaj mekanikaj propraĵoj induktitaj de termika deformado de cerio-modifita super-dupleksa SAF 2507 neoksidebla ŝtalo.J. Alma mater.stokujo.teknologio.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efiko de raraj teraj elementoj sur alta temperatura oksigenadkonduto de aŭstenita ŝtalo. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efiko de raraj teraj elementoj sur alta temperatura oksigenadkonduto de aŭstenita ŝtalo.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. kaj Zheng K. Influo de rareteraj elementoj sur la konduto de aŭstenita ŝtalo sub alta temperatura oksigenado. 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 rareteraj elementoj sur la konduto de aŭstenitaj ŝtaloj ĉe alta temperatura oksigenado.koros.la scienco.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efikoj de Ce sur la mikrostrukturo kaj trajtoj de 27Cr-3.8Mo-2Ni super-feritaj neoksideblaj ŝtaloj. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efikoj de Ce sur la mikrostrukturo kaj trajtoj 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 mikrostrukturo kaj ecoj 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. Efiko de Ce sur la mikrostrukturo kaj ecoj de 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ŝtala 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 superferrita neoksidebla ŝtalo 27Cr-3,8Mo-2Ni.Fera signo.Steelmak 47, 67–76 (2020).