Dankon pro via vizito al Nature.com. Vi uzas retumilan version kun limigita CSS-subteno. Por la plej bona sperto, ni rekomendas, ke vi uzu ĝisdatigitan retumilon (aŭ malŝaltu Kongruecan Reĝimon en Internet Explorer). Krome, por certigi daŭran subtenon, ni montras la retejon sen stiloj kaj JavaScript.
Montras karuselon de tri lumbildoj samtempe. Uzu la butonojn Antaŭa kaj Sekva por moviĝi tra tri lumbildoj samtempe, aŭ uzu la butonojn de la ŝovilo ĉe la fino por moviĝi tra tri lumbildoj samtempe.
La vaste uzata neoksidebla 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 kutime asociiĝas kun la detruo de ĉi tiuj tavoloj, sed malofte kun la apero de surfacaj nehomogenecoj, depende de la mikroskopa nivelo. En ĉi tiu laboro, nanoskala kemia surfaca heterogeneco, detektita per spektroskopa mikroskopio kaj kemometria analizo, neatendite dominas la rompiĝon kaj korodon de malvarme rulita cerio-modifita superdupleksa neoksidebla ŝtalo 2507 (SDSS) dum ĝia varma deformado. Kvankam rentgen-fotoelektrona mikroskopio montris relative unuforman kovron de la natura Cr2O3-tavolo, la pasiviga agado de la malvarme rulita SDSS estis malbona pro la loka distribuo de Fe3+-riĉaj nanoinsuloj sur la Fe/Cr-oksida tavolo. Ĉi tiu atomskala scio provizas profundan komprenon pri la korodo de neoksidebla ŝtalo kaj estas atendata helpi kontraŭbatali korodon de similaj alt-alojaj metaloj.
Ekde la invento de neoksidebla ŝtalo, la kontraŭkorodaj ecoj de ferokromo estas atribuitaj al kromo, kiu formas fortajn oksidojn/oksihidroksidojn kaj montras pasivigan konduton en la plej multaj medioj. Kompare kun konvenciaj (aŭstenitaj kaj feritaj) neoksideblaj ŝtaloj 1, 2, 3, superdupleksaj neoksideblaj ŝtaloj (SDSS) havas pli bonan korodreziston kaj bonegajn mekanikajn ecojn. 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 servodaŭro, tiel vastigante ĝian aplikon al polukontrolo, kemiaj ujoj kaj la enmara nafto- kaj gasindustrio 4. Tamen, la mallarĝa gamo de varmotraktaj temperaturoj kaj malbona formeblo malhelpas ilian larĝan praktikan aplikon. Tial, SDSS estas modifita por plibonigi la supre menciitan rendimenton. Ekzemple, la Ce-modifo estis enkondukita en SDSS 2507 (Ce-2507) kun alta nitrogena enhavo 6,7,8. La rara tera elemento (Ce) je taŭga koncentriĝo de 0.08 pez.% 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 estas plibonigitaj9. Grandaj kvantoj da nitrogeno povas anstataŭigi multekostan nikelan enhavon, igante SDSS pli kostefika10.
Lastatempe, SDSS estis plaste deformita je diversaj temperaturoj (kriogenikaj, malvarmaj kaj varmaj) por atingi bonegajn mekanikajn ecojn6,7,8. Tamen, la bonega korodrezisto de SDSS pro la ĉeesto de maldika oksida filmo sur la surfaco estas influita de multaj faktoroj, kiel ekzemple eneca diverseco pro la ĉeesto de heterogenaj fazoj kun malsamaj grenlimoj, nedezirataj precipitaĵoj kaj malsamaj respondoj al deformiĝoj de aŭstenitaj kaj feritaj fazoj7. Tial, la studo de la mikroskopaj domajnaj ecoj de tiaj filmoj ĝis la nivelo de la elektronika strukturo fariĝas decida 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 kaj malmola rentgen-fotoemisia mikroskopio (HAX-PEEM)16 ĝenerale ne sukcesis detekti kemiajn diferencojn en la surfacaj tavoloj de la kemiaj statoj de la sama elemento en malsamaj lokoj de la nanoskala spaco. Pluraj lastatempaj studoj korelaciis lokalizitan oksidiĝon de kromo kun la observita koroda konduto de aŭstenitaj rustorezistaj ŝtaloj17, martensitaj ŝtaloj18 kaj SDSS19,20. 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, kiuj heredis malgrandan grandecon kiel rezulto de termomekanika traktado, estas proksime unu al la alia, sed malsamas laŭ konsisto kaj oksidiĝa stato16,21. Tial, por detekti fendiĝon de oksidaj filmoj kaj postan kaviĝon, necesas kompreni surfacan heterogenecon je la mikroskopa nivelo. Malgraŭ ĉi tiuj postuloj, kvantaj taksoj kiel laterala heterogeneco en oksidiĝo, precipe por Fe je la nano- kaj atomskalo, ankoraŭ mankas, kaj ĝia korelacio kun korodrezisto restas neesplorita. Ĝis antaŭ nelonge, la kemia stato de diversaj elementoj, kiel Fe kaj Ca22, sur ŝtalaj specimenoj estis kvante karakterizita per mola rentgen-fotoelektrona mikroskopio (X-PEEM) en nanoskalaj sinkrotronaj radiadaj instalaĵoj. Kombinite kun kemie sentema rentgen-absorba spektroskopio (XAS), X-PEEM ebligas XAS-mezuradojn kun alta spaca kaj spektra distingivo, provizante kemiajn informojn pri la konsisto de elementoj kaj ilia kemia stato kun spaca distingivo ĝis dudek-tri-nanometra skalo. Ĉi tiu spektromikroskopa observado de la komenco faciligas lokajn kemiajn observojn kaj povas montri kemiajn ŝanĝojn en la spaco de la fera tavolo, kiuj antaŭe ne estis esploritaj.
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 agregaciitan K-means24 kemometrian aliron por mapi la tutmondan kemian (hetero)homogenecon de la koncernaj elementoj, kies kemiaj statoj estas prezentitaj en statistika prezento. Kontraste al korodo iniciatita per la detruo de la kroma oksida filmo en la tradicia kazo, malpli da pasivigo kaj pli malalta korodrezisto nuntempe atribuiĝas al lokaj Fe3+-riĉaj nanoinsuloj proksime al la Fe/Cr-oksida tavolo, kiuj povas esti protektaj ecoj. La oksido detruas la punktitan filmon kaj 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 acida (pH = 1) akva solvaĵo de FeCl3 je ĉambra temperaturo. La elektita elektrolito agas kiel forta oksidigilo, karakterizante la tendencon de la pasiviga filmo rompiĝi. Kvankam la materialo ne spertis stabilan kaviĝon je ĉambra temperaturo, la analizo provizis komprenon pri eblaj difektaj eventoj kaj posta korodo. La ekvivalenta cirkvito (Fig. 1d) estis uzata por alĝustigi la elektrokemian impedancan spektroskopian (EIS) spektron, kaj la respondaj alĝustigaj rezultoj estas montritaj en Tabelo 1. Nekompletaj duoncirkloj aperas en solvaĵ-traktitaj kaj varmo-prilaboritaj specimenoj, dum kunpremitaj duoncirkloj aperas en malvarme-rulitaj ekvivalentoj (Fig. 1b). En EIS-spektroskopio, la radiuso de la duoncirklo povas esti konsiderata kiel la polariĝa rezisto (Rp)25,26. La Rp de solvaĵ-traktita kurejo en Tabelo 1 estas ĉirkaŭ 135 kΩ cm–2, tamen la valoroj de varm-prilaborita kaj malvarm-rulita kurejo estas multe pli malaltaj, 34,7 kaj 2,1 kΩ cm–2, respektive. Ĉi tiu signifa redukto de Rp montras la malutilan efikon de plasta deformado sur pasivigon kaj korodreziston, kiel montrite en antaŭaj raportoj27,28,29,30.
a Nyquist, b, c Bode-impedancaj kaj fazaj diagramoj, kaj d respondaj ekvivalentaj cirkvitaj modeloj, kie RS estas la elektrolita rezisto, Rp estas la polariza rezisto, kaj QCPE estas la oksido de la konstanta faza elemento uzata por modeli la ne-idealan kapacitancon (n). EIS-mezuradoj estas faritaj ĉe malfermacirkvita potencialo.
La samtempaj konstantoj estas montritaj en la Bode-diagramo, kun altebenaĵo en la alta frekvenca gamo reprezentanta la elektrolitan reziston RS26. Dum la frekvenco malpliiĝas, la impedanco pliiĝas kaj negativa fazangulo troviĝas, indikante kapacitancan dominecon. La fazangulo pliiĝas, retenante maksimumon super relative larĝa frekvenca gamo, kaj poste malpliiĝas (Fig. 1c). Tamen, en ĉiuj tri kazoj, ĉi tiu maksimumo estas ankoraŭ malpli ol 90°, indikante ne-idealan kapacitan konduton pro kapacita disperso. Tiel, la QCPE konstanta fazelemento (CPE) estas uzata por reprezenti interfacajn kapacitancajn distribuojn devenantajn de surfaca malglateco aŭ enhomogeneco, precipe je la atomskalo, fraktala geometrio, elektroda poreco, neunuforma potencialo, kaj geometrio kun la formo de elektrodoj31,32. CPE impedanco:
kie j estas la imaginara nombro kaj ω estas la angula frekvenco. QCPE estas frekvenc-sendependa konstanto, kiu estas proporcia al la efektiva malferma areo de la elektrolito. n estas sendimensia potenco-nombro priskribanta la devion de kondensilo de ideala kapacitanco, t.e. ju pli proksima n estas al 1, des pli proksima la CPE estas al pure kapacita, dum se n estas proksima al nulo, ĝi aspektas rezista. Malgrandaj devioj de n, proksimaj al 1, indikas la ne-idealan kapacitan konduton de la surfaco post polarigaj testoj. La QCPE de malvarme rulita SDSS estas signife pli alta ol siaj ekvivalentoj, kio signifas, ke la surfaca kvalito estas malpli uniforma.
Kongrue kun plej multaj korodorezistaj ecoj de rustorezistaj ŝtaloj, la relative alta Cr-enhavo de SDSS ĝenerale rezultigas bonegan korodoreziston de SDSS pro la ĉeesto de pasiviga protekta oksida filmo sur la surfaco17. Tiaj pasivigaj filmoj estas kutime riĉaj je Cr3+ oksidoj kaj/aŭ hidroksidoj, ĉefe en kombinaĵo kun Fe2+, Fe3+ oksidoj kaj/aŭ (oksi)hidroksidoj33. Malgraŭ la sama surfaca homogeneco, pasiviga oksida tavolo, kaj neniu observita surfaca fendetado laŭ mikroskopaj mezuradoj6,7, la koroda konduto de varm-prilaborita kaj malvarm-rulita SDSS estas malsama, do profunda studo de la mikrostrukturaj karakterizaĵoj estas necesa por ŝtaldeformado.
La mikrostrukturo de misformita rustorezista ŝtalo estis kvante studita uzante internajn kaj sinkrotronajn alt-energiajn rentgenradiojn (Aldonaj Figuroj 1, 2). Detala analizo estas provizita en la Aldonaj Informoj. Kvankam ekzistas ĝenerala konsento pri la tipo de ĉefa fazo, oni trovis diferencojn en la amasaj fazfrakcioj, kiuj estas listigitaj en Aldona Tabelo 1. Ĉi tiuj diferencoj povas ŝuldiĝi al enhomogenaj fazfrakcioj ĉe la surfaco kaj en la volumeno, kiuj estas influitaj de malsamaj detektoprofundoj de rentgen-difrakto (XRD). ) kun malsamaj energifontoj de incidencaj fotonoj34. Relative altaj aŭstenitaj frakcioj en malvarme rulitaj specimenoj determinitaj per XRD el laboratoriofonto indikas pli bonan pasivigon kaj poste pli bonan korodreziston35, dum pli precizaj kaj statistikaj rezultoj sugestas kontraŭajn tendencojn en fazfrakcioj. 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 varmo-prilaboritaj specimenoj montris pli grajnecan naturon, indikante mikron-grandajn grajnojn, dum la glataj ringoj observitaj en la malvarme-rulitaj specimenoj (Aldona Figuro 3) indikis signifan grajnrafiniĝon al nanograndeco en antaŭa laboro. Ĉi tio devus favori la formadon de pasiva filmo kaj pliiĝon de korodrezisto. Pli alta disloka denseco kutime asociiĝas kun pli malalta rezisto al kaviĝado, kio bone kongruas kun elektrokemiaj mezuradoj.
Ŝanĝoj en la kemia stato de la mikrodomajnoj de la ĉefaj elementoj estis sisteme studitaj per X-PEEM. Kvankam ekzistas pli da alojaj elementoj, Cr, Fe, Ni kaj Ce39 estas elektitaj ĉi tie, ĉar Cr estas la ŝlosila elemento por formado de la pasiva filmo, Fe estas la ĉefa elemento por ŝtalo, kaj Ni plibonigas pasivigon kaj ekvilibrigas la ferit-aŭstenitan fazon. Strukturo kaj modifo estas la celo de Ce. Agordante la sinkrotronan faskan energion, XAS kaptis la ĉefajn karakterizaĵojn de Cr (rando L2.3), Fe (rando L2.3), Ni (rando L2.3), kaj Ce (rando M4.5) de la surfaco. -2507 SDSS. Taŭga datumanalizo estis farita inkluzivante energian kalibradon kun publikigitaj datumoj (ekz. XAS sur Fe L2, 3 ripoj40,41).
En fig. 2 montras X-PEEM-bildojn de varm-prilaborita (Fig. 2a) kaj malvarm-rulita (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS kaj respondajn XAS Cr kaj Fe L2,3 randojn ĉe individue markitaj pozicioj. La L2,3 XAS-rando esploras la neokupitajn 3d-statojn de elektronoj post fotoekscito ĉe la 2p3/2 (L3-rando) kaj 2p1/2 (L2-rando) spino-orbitaj disigniveloj. Informoj pri la valenta stato de Cr estis akiritaj per rentgen-difrakta analizo de la L2,3-rando en Fig. 2b,d. Ligkomparo. 42, 43 montris, ke kvar pintoj A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV), kaj D (582.2 eV) estis observitaj proksime al la L3-rando, reflektante oktahedrajn Cr3+-jonojn, respondantajn al Cr2O3. La eksperimentaj spektroj kongruas kun teoriaj kalkuloj, kiel montrite en paneloj b kaj e, akiritaj per multoblaj kristalkampaj kalkuloj ĉe la interfaco Cr L2.3 uzante kristalkampon de 2.0 eV44. Ambaŭ surfacoj de varm-prilaborita kaj malvarm-rulita SDSS estas kovritaj per relative unuforma tavolo de Cr2O3.
a Termika bildo de X-PEEM varmformita SDSS korespondanta al rando b Cr L2.3 kaj rando c Fe L2.3, d Termika bildo X-PEEM de malvarme rulita SDSS korespondanta al rando e Cr L2.3 kaj f Fe L2.3 de flanko (e). La XAS-spektroj grafike prezentitaj ĉe diversaj spacaj pozicioj markitaj sur la termikaj bildoj (a, d) per la oranĝkoloraj punktitaj linioj en (b) kaj (e) reprezentas simulitajn XAS-spektrojn de Cr3+ kun kristala kampovaloro de 2.0 eV. Por X-PEEM-bildoj, termika paletro estas uzata 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 la sama. Plia desegnaĵo. Sur fig. 5-9 montriĝas X-PEEM-bildoj kaj respondaj XAS-spektroj por Ni kaj Ce ĉe diversaj pozicioj sur la surfaco de varmlaboritaj kaj malvarme rulitaj specimenoj. Ni XAS montras la oksidiĝan staton de Ni2+ super la tuta mezurita surfaco de varmlaboritaj kaj malvarme rulitaj specimenoj (Aldona Diskuto). Rimarkinde, ke ĉe varmlaboritaj specimenoj, la XAS-signalo de Ce ne estas observata, dum la spektro de Ce3+ de malvarme rulitaj specimenoj estas observata ĉe unu punkto. La observado de Ce-makuloj en malvarme rulitaj specimenoj montris, ke Ce ĉefe ekzistas en la formo de precipitaĵoj.
En termike deformita SDSS, neniu loka struktura ŝanĝo en XAS estis observita ĉe la Fe L2.3-rando (Fig. 2c). Tamen, kiel montrite en fig. 2f, la Fe-matrico mikroskope ŝanĝas sian kemian staton je sep hazarde elektitaj punktoj en la malvarme rulita SDSS. 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 uzante multipletajn kristalkampajn kalkulojn 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 kombinaĵojn 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 esprimita kiel 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 la antaŭa laboro, kvankam la intensecaj proporcioj de la du estas malsamaj, ilia intenseca proporcio eg/t2g estas ≈1, dum en ĉi tiu kazo la observita intenseca proporcio eg/t2g estas proksimume 1. Ĉi tio ekskludas la eblecon, ke nur Fe3+ ĉeestas en ĉi tiu kazo. Konsiderante la kazon de Fe3O4 kun kombinaĵoj de Fe2+ kaj Fe3+, oni scias, ke pli malforta (forta) unua trajto en la L3-rando de Fe indikas pli malgrandan (pli grandan) neokupadon en la t2g-stato. Ĉi tio validas por Fe2+ (Fe3+), kiu indikas pliiĝon de la unua signo, kiu indikas pliiĝon de la enhavo de Fe2+47. Ĉi tiuj rezultoj montras, ke Fe2+ kaj γ-Fe2O3, α-Fe2O3 kaj/aŭ Fe3O4 superregas sur la malvarme rulitaj surfacoj de la kompozitoj.
Pligrandigitaj fotoemisiaj elektronaj termikaj bildoj de la (a, c) kaj (b, d) XAS-spektroj trans la FeL2,3-rando ĉe diversaj spacaj pozicioj ene de elektitaj regionoj 2 kaj E en Fig. 2d.
La akiritaj eksperimentaj datumoj (Fig. 4a kaj Aldona Fig. 11) estis grafike prezentitaj kaj komparitaj kun tiuj de puraj kombinaĵoj 40, 41, 48. Baze, tri malsamaj tipoj de eksperimente observitaj Fe L-randaj XAS-spektroj (XAS-1, XAS-2 kaj XAS-3: Fig. 4a) estis observitaj ĉe space malsamaj lokoj. Aparte, spektro simila al 2-a (nomata XAS-1) en Fig. 3b estis observita super la tuta regiono de intereso, sekvata de 2-b spektro (etikedita XAS-2), dum spektro simila al E-3 estis observita en fig. 3d (referencata XAS-3) estis observita en certaj lokaj lokoj. Kutime, kvar parametroj estas uzataj por identigi la valentajn statojn ĉeestantajn en sonda specimeno: (1) L3 kaj L2 spektraj trajtoj, (2) energiaj pozicioj de L3 kaj L2 trajtoj, (3) L3-L2 energia diferenco, (4) L2 intenseca proporcio /L3. Laŭ vidaj observoj (Fig. 4a), ĉiuj tri Fe-komponantoj, nome Fe0, Fe2+, kaj Fe3+, ĉeestas sur la surfaco de la studita SDSS. La kalkulita intensecproporcio L2/L3 ankaŭ indikis la ĉeeston de ĉiuj tri komponantoj.
a 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 Fig. 3) komparitaj kun simulitaj XAS-komparaj spektroj, oktaedroj Fe2+, Fe3+, kristalkampaj valoroj de 1.0 eV kaj 1.5 eV, respektive, b–d Mezuritaj eksperimentaj datumoj (XAS-1, XAS-2, XAS-3) kaj respondaj optimumigitaj LCF-datumoj (kontinua nigra linio), kaj komparo de XAS-3 spektroj kun Fe3O4 (miksita stato de Fe) kaj Fe2O3 (pura Fe3+) normoj.
Lineara kombinaĵo (LCF) alĝustigo de la tri normoj40,41,48 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 malgranda rando, kiun ni observis en ĉiuj datumoj, kaj la fakto, ke fera metalo 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.Fakte, X-PEEM detektas Fe (~6 nm)49 pli profunde ol la atendata dikeco de la oksida tavolo (iom pli ol 4 nm), permesante detekton de signaloj 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. En figuro 4b montras la kombinaĵon de Fe2+ kaj Fe3+ en la XAS-1-spektro, kie la proporcioj de Fe2+ kaj Fe3+ estas proksimaj, ĉirkaŭ 45%, kio indikas miksitan oksidiĝan staton de Fe. Dum por la XAS-2-spektro, la procento de Fe2+ kaj Fe3+ fariĝas ~30% kaj 60%, respektive. La enhavo de Fe2+ estas pli malalta ol tiu de Fe3+. La proporcio de Fe2+ al Fe3 de 1:2 signifas, ke Fe3O4 povas esti formita ĉe la sama proporcio de Fe-jonoj. Krome, por la XAS-3-spektro, la procentoj de Fe2+ kaj Fe3+ ŝanĝiĝis al ~10% kaj 80%, indikante 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+, XAS-3-spektroj estas grafike prezentitaj kune kun diversaj Fe3+-normoj en Fig. 4e, montrante similecon kun ĉiuj du normoj kiam Pinto B estas konsiderata. Tamen, la intenseco de la ŝultro (A: de Fe2+) kaj la intenseca proporcio B/A indikas, ke la spektro de XAS-3 estas proksima al, sed ne la sama kiel tiu de γ-Fe2O3. Kompare kun la groca γ-Fe2O3, la Fe2p XAS-intenseco de la SDSS-pinto A estas iomete pli alta (Fig. 4e), kio indikas pli altan Fe2+-intensecon. Kvankam la spektro de XAS-3 similas al tiu de γ-Fe2O3, kie Fe3+ ĉeestas en ambaŭ pozicioj Oh kaj Td, la identigo de malsamaj valentaj statoj kaj kunordigo nur per la rando L2,3 aŭ la intenseca proporcio L2/L3 ankoraŭ estas problemo, revenanta temo de diskuto pro la komplekseco de la diversaj faktoroj implikitaj en la fina spektro41.
Aldone al la spektra diskriminacio de la kemiaj statoj de la elektitaj interesaj regionoj priskribitaj supre, la tutmonda kemia diverseco de la ŝlosilaj elementoj Cr kaj Fe estis taksita per klasifiko de ĉiuj XAS-spektroj akiritaj sur la provaĵsurfaco uzante la K-meznombro-agregacian metodon. La randoprofiloj CrL estis agorditaj tiel, ke ili formis du optimumajn aretojn space distribuitajn en la varm-prilaboritaj kaj malvarm-rulitaj specimenoj montritaj en Fig. 5. Estas klare, ke neniuj lokaj strukturaj ŝanĝoj estis observitaj, ĉar la du centroidoj de la XAS-Cr-spektroj estas tre similaj. Ĉi tiuj spektraj formoj de la du aretoj estas preskaŭ identaj al tiuj respondantaj al Cr2O342, kio signifas, ke la Cr2O3-tavoloj estas relative unuforme distribuitaj super la SDSS.
Areto de K-meznombroj L-randaj Cr-regionoj, b respondaj XAS-centroidoj. Rezultoj de K-meznombroj X-PEEM-komparo de malvarme-rulita SDSS: c aretoj de K-meznombroj randaj regionoj de Cr L2,3 kaj d respondaj XAS-centroidoj.
Por ilustri pli kompleksan mapon de FeL-randoj, kvar kaj kvin optimumigitaj aretoj kaj iliaj asociitaj centroidoj (spektraj distribuoj) estas uzataj 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 uzata 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), kiu estas 0,440 kaj 0,036 V, respektive. Areoj kun pli malalta potencialo havas pli altan enhavon de Fe3+-komponaĵoj. La potenciala distribuo en termike deformita specimeno 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-rilataj ŝanĝoj estis observitaj en la subesta lamena interno (Fig. 6b). Male, por la kombinaĵo de malsamaj 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 (oksi)hidroksidoj estas la ĉefaj komponantoj de korodo en ŝtalo kaj estas permeablaj al oksigeno kaj akvo50. En ĉi tiu kazo, oni povas vidi, ke la insuloj riĉaj je Fe3+ estas distribuitaj loke kaj povas esti konsiderataj kiel korodaj areoj. En ĉi tiu kazo, la gradiento en la potenciala kampo, anstataŭ la absoluta valoro de la potencialo, povas esti konsiderata kiel indikilo por la lokalizo de aktivaj korodaj regionoj51. Ĉi tiu malhomogena distribuo de Fe2+ kaj Fe3+ sur la surfaco de la malvarme rulita SDSS povas ŝanĝi la lokajn kemiajn ecojn kaj provizi pli efikan surfacareon en fendado kaj korodaj reakcioj de la oksida filmo, tiel permesante al la subesta metala matrico kontinue korodi, rezultante en interna malhomogeneco kaj reduktante la protektajn karakterizaĵojn de la pasiviga tavolo.
K-averaĝaj aretoj de FeL2,3 randregionoj kaj respondaj XAS-centroidoj por a-c varme prilaborita X-PEEM kaj d-f malvarme rulita SDSS. a, d K-averaĝaj aretodiagramo supermetita sur la X-PEEM-bildon. Taksaj pseŭdoelektrodaj potencialoj (epseŭdo) estas menciitaj kune kun K-averaĝaj aretodiagramoj. La brileco de X-PEEM-bildo, kiel ekzemple la koloro en Fig. 2, estas rekte proporcia al la rentgen-absorba intenseco.
Relative uniforma Cr sed malsama kemia stato de Fe kondukas al malsama origino de fendetiĝoj kaj korodaj padronoj de oksida filmo en varm-rulita kaj malvarm-rulita Ce-2507. Ĉi tiu eco de malvarm-rulita Ce-2507 estas bone konata. Rilate al la formado de oksidoj kaj hidroksidoj de Fe en atmosfera aero, la jenaj reakcioj estas fermitaj en ĉi tiu laboro kiel neŭtralaj reakcioj:
Surbaze de la mezurado de X-PEEM, la supra reakcio okazis en la jenaj kazoj. Malgranda ŝultro korespondanta al Fe0 estas asociita kun la subesta metala fero. La reakcio de metala Fe kun la ĉirkaŭaĵo kondukas al la formado de Fe(OH)2 tavolo (ekvacio (5)), kiu plifortigas la Fe2+ signalon en la XAS de la L-rando de Fe. Longedaŭra eksponiĝo al aero rezultigos la formadon de Fe3O4 kaj/aŭ Fe2O3 oksidoj post Fe(OH)252,53. Du specoj de stabila Fe, Fe3O4 kaj Fe2O3, ankaŭ povas formiĝi en Cr3+ riĉa protekta tavolo, kie Fe3O4 preferas unuforman kaj kohezian strukturon. La ĉeesto de ambaŭ rezultas en miksitaj oksidiĝaj statoj (XAS-1 spektro). La XAS-2 spektro ĉefe korespondas al Fe3O4. Dum la XAS-3 spektroj observitaj ĉe pluraj pozicioj indikis kompletan konvertiĝon al γ-Fe2O3. Ĉar malvolvitaj rentgenradioj havas penetroprofundon de proksimume 50 nm, la signalo de la subesta tavolo rezultigas pli altan intensecon de la A-pinto.
La XRD-spektro montras, ke la Fe-komponanto en la oksida filmo havas tavoligitan strukturon, kiu kombiniĝas kun la Cr-oksida tavolo. Kontraste al la pasiviga karakterizaĵo de korodo pro loka nehomogeneco de Cr2O317, malgraŭ la unuforma tavolo de Cr2O3 en ĉi tiu studo, malalta korodrezisto estis observita en ĉi tiu kazo, precipe por malvarme-rulitaj specimenoj. La observita konduto povas esti komprenita kiel la diverseco de la kemia oksidiĝa stato de la supra tavolo (Fe) influanta la korodan rendimenton. La malrapida translokigo de metalaj aŭ oksigenaj jonoj en la krado pro la sama stoiĥiometrio de la supra (Fe-oksido) kaj malsupra tavoloj (Cr-oksido)52,53 kondukas al pli bona interagado (adhero) inter ili. Ĉi tio, siavice, plibonigas korodreziston. Tial, kontinua stoiĥiometrio, t.e. unu oksidiĝa stato de Fe, estas preferinda al subitaj stoiĥiometriaj ŝanĝoj. Termike deformita SDSS havas pli unuforman surfacon kaj pli densan protektan tavolon, kiu provizas pli bonan korodreziston. Tamen, por malvarme-rulita SDSS, la ĉeesto de Fe3+-riĉaj insuloj sub la protekta tavolo detruas la integrecon de la surfaco kaj kaŭzas galvanan korodon de la proksima substrato, kio kondukas al malpliiĝo de Rp (Tabelo 1) en la EIS-spektroj kaj ĝia korodrezisto. Tial, loke distribuitaj insuloj riĉaj je Fe3+ pro plasta deformado ĉefe influas la korodrezistan rendimenton, kio estas sukceso en ĉi tiu laboro. Tial, ĉi tiu studo prezentas spektromikrografojn de la redukto de korodrezisto pro plasta deformado de la studitaj SDSS-provaĵoj.
Krome, dum alojado de raraj teroj en dufazaj ŝtaloj funkcias pli bone, la interagado de ĉi tiu aldonita elemento kun la individua ŝtalmatrico rilate al koroda konduto restas malfacile trovebla surbaze de spektroskopaj mikroskopaj observoj. La Ce-signalo (laŭ la XAS M-rando) aperas nur ĉe kelkaj pozicioj dum malvarma laminado, sed malaperas dum varma deformado de la SDSS, indikante lokan deponadon de Ce en la ŝtalmatrico anstataŭ homogena alojado. Kvankam la mekanikaj ecoj de SDSS ne pliboniĝas6,7, la ĉeesto de raraj teroj reduktas la grandecon de la enfermaĵoj kaj supozeble subpremas kaviĝadon ĉe la origino54.
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 respondis la demandon pri kial rustorezista ŝtalo korodas eĉ kiam kovrita per protekta oksida tavolo per kvante studante la mikrostrukturon, kemian staton de surfacaj trajtoj kaj signal-prilaboradon uzante K-means-grupigon. Estis establite, ke Fe3+-riĉaj insuloj, inkluzive de ilia oktahedra kaj tetrahedra kunordigo tra la strukturo de miksita Fe2+/Fe3+, estas fonto de detruo de oksida filmo kaj fonto de korodo de malvarme-rulita SDSS. Nanoinsuloj dominitaj de Fe3+ kondukas al malbona korodrezisto eĉ ĉe la ĉeesto de sufiĉa stoiĥiometria Cr2O3-pasiviga tavolo. Aldone al la metodologiaj progresoj faritaj en determinado de la efiko de nanoskala kemia diverseco sur korodon, la nuna verko estas atendata inspiri inĝenierajn procezojn por plibonigi la korodreziston de rustorezistaj ŝtaloj dum ŝtalfabrikado.
Por prepari la Ce-2507 SDSS-orbrikojn uzitajn en ĉi tiu studo, la miksitaj komponantoj, inkluzive de la Fe-Ce-ĉefa alojo sigelita per puraj feraj tuboj, estis fanditaj en 150 kg mezfrekvenca indukta forno por produkti fanditan ŝtalon kaj verŝita en fandmuldilojn. La mezuritaj kemiaj konsistoj (pez%) estas listigitaj en Aldona Tabelo 2. La orbriko unue estas varme formita en blokojn. Poste la ŝtalo estis kalcinigita je 1050 °C dum 60 minutoj al solida solvaĵo, kaj poste sensoifigita 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.
Prilaboru cilindrajn specimenojn (φ10 mm × 15 mm) por varma premado kun la akso de la cilindro paralela al la deforma direkto de la bloko. Alt-temperatura kunpremo estis efektivigita je konstanta deforma rapido en la intervalo de 0,01-10 s⁻¹ ĉe diversaj temperaturoj en la intervalo de 1000-1150 °C uzante termikan simulilon Gleeble-3800. Antaŭ deformado, la specimenoj estis varmigitaj je la elektita temperaturo je rapido de 10 °C s⁻¹ dum 2 minutoj por forigi la temperaturgradienton. Post atingado de temperaturhomogeneco, la specimenoj estis deformitaj al vera deforma valoro de 0,7. Post deformado, ili estas tuj malvarmigitaj per akvo por konservi la deformitan strukturon. Poste la harditaj specimenoj estis tranĉitaj paralele al la direkto de kunpremo. Por ĉi tiu aparta studo, ni elektis specimenon termike deformitan je 1050 °C, 10 s⁻¹ pro pli alta observita mikromalmoleco ol aliaj specimenoj7.
Grocaj (80 × 10 × 17 mm³) specimenoj de la solida solvaĵo Ce-2507 estis testitaj sur trifaza nesinkrona du-rula deforma maŝino LG-300, kiu provizis la plej bonajn mekanikajn ecojn inter ĉiuj aliaj deformaj klasoj6. La deforma rapido kaj dikecoredukto estis 0,2 m·s⁻¹ kaj 5% por ĉiu vojo, respektive.
Elektrokemia laborstacio Autolab PGSTAT128N estis uzata por elektrokemie mezuri SDSS post malvarma laminado ĝis 90% dikecoredukto (1.0 ekvivalenta vera deformo) kaj varma premado ĝis 0.7 vera deformo je 1050 °C kaj 10 s-1. 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. Poste la specimeno estis verŝita per epoksirezino, lasante laboran malferman areon de 1 cm2 kiel laborelektrodon (la malsupra surfaco de la cilindra specimeno). Estu singarda dum hardado de la epoksio kaj dum posta ŝlifado kaj polurado por eviti fendetojn. La labora surfaco estas lapinta kaj polurita per diamanta polura suspendo kun partikla grandeco de 1 mikrometro, purigita per distilita akvo kaj etanolo kaj sekigita 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 per HCl ĝis pH = 1,0 ± 0,01, estis uzata por akceli la korodon de neoksidebla ŝtalo55, ĉar ĝi troviĝas en agresemaj medioj kie kloridaj jonoj ĉeestas kun forta oksidiga povo kaj malalta pH kiel specifite de ASTM. Proponitaj normoj estas G48 kaj A923. La specimenoj estis mergitaj en la testsolvaĵo dum 1 horo antaŭ ol iuj ajn mezuradoj estis faritaj por atingi staton proksiman al senmova. Por solida solvaĵo, varm-prilaboritaj kaj malvarm-rulitaj specimenoj, la impedanca mezura frekvenca gamo estis 1 × 105 ~ 0,1 Hz, kaj la malfermcirkvita potencialo (OPS) estis 5 mV, kio estis 0,39, 0,33 kaj 0,25 VSCE, respektive. Ĉiu elektrokemia testo de iu ajn specimeno estis ripetata almenaŭ tri fojojn sub la samaj kondiĉoj por certigi datenreprodukteblecon.
Por HE-SXRD-mezuradoj, 1 × 1 × 1.5 mm3 rektangulaj dupleksaj ŝtalblokoj estis mezuritaj sur alt-energia Brockhouse-ŝancelila linio ĉe CLS, Kanado, por kvantigi la fazkonsiston56. Datenkolektado estis efektivigita je ĉambra temperaturo en Debye-Scherrer-geometrio aŭ transportgeometrio. La ondolongo de rentgenradioj kalibritaj al la LaB6-kalibranto 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 rentgenfonto. La specimeno estas metita 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. Ĉiu el ĉi tiuj datumoj estis kolektita uzante Perkin Elmer-areodetektilon, platan panelan rentgen-detektilon, 200 µm pikselojn, 40 × 40 cm2, uzante eksponan tempon de 0.3 sekundoj kaj 120 kadrojn.
X-PEEM-mezuradoj de du elektitaj modelsistemoj estis faritaj ĉe la PEEM-fina stacio de la Beamline MAXPEEM-linio en la MAX IV-laboratorio (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 fasko estas akirita per mezurado de la jona elira spektro de N1s ĝis 1\(\pi _g^ \ast\) de la ekscita regiono kun hv = 401 eV en N2 kaj la dependeco de la fotona energio de E3/2.57. Spektra alĝustigo donis ΔE (spektra linilarĝo) ~0.3 eV super 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 通迨佹甚过政蔚攚量≈1012 ph/s单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘咘 边缘缘 。 M4,5、Cr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 怚0 过 怚0.单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘咾 缘 M4.5 边缘、Tiel, kiam oni uzas modifitan SX-700 monokromatoron kaj 1200-linian Si-kradon. 3, Cr-rando 2p L2.3, Ni-rando 2p L2.3 kaj Ce-rando M4.5.Vastigu la fotonenergion en 0.2 eV paŝoj. Ĉe ĉiu energio, PEEM-bildoj estis registritaj uzante TVIPS F-216 CMOS-detektilon kun 2 x 2-bina fibrooptika konekto provizanta 1024 × 1024 rastrumeroj en 20 µm vidkampo. La ekspona tempo de la bildoj estas 0.2 sekundoj, averaĝante 16 kadrojn. La fotoelektrona bildenergio estas elektita tiel, ke ĝi provizas la maksimuman sekundaran elektronan signalon. Ĉiuj mezuradoj estas faritaj ĉe normala incidenco de linie polarigita fotona fasko. Por pliaj informoj pri mezuradoj, vidu antaŭan studon58. Post studado de la totala elektrona rendimento (TEY)59 detektoreĝimo kaj ĝia apliko en X-PEEM, la detektoprofundo de ĉi tiu metodo estas taksita je ~4–5 nm por la Cr-signalo kaj ~6 nm por la Fe-signalo. 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 de la oksida filmo. La XAS kolektita proksime al la Fe₂L-rando estas miksaĵo de feroksida XAS kaj Fe₂O₃ el la matrico. En la unua kazo, la intenseco de la elsenditaj elektronoj ŝuldiĝas al ĉiuj eblaj specoj de elektronoj kontribuantaj al TEY. Tamen, pura fera signalo postulas pli altan kinetan energion por ke la elektronoj trairu la oksidan tavolon, atingu la surfacon kaj estu kolektitaj de la analizilo. En ĉi tiu kazo, la Fe₂-signalo ŝuldiĝas ĉefe al LVV Auger-elektronoj kaj sekundaraj elektronoj elsenditaj de ili. Krome, la TEY-intenseco kontribuita de ĉi tiuj elektronoj malkreskas dum la elektrona eskapa vojo49, plue reduktante la spektran signaturon de Fe₂ en la fera XAS-mapo.
Integri datenminadon en datenkubojn (X-PEEM-datumoj) estas ŝlosila paŝo en la eltirado de koncernaj informoj (kemiaj aŭ fizikaj ecoj) laŭ plurdimensia maniero. K-means-agregacio estas vaste uzata en pluraj kampoj, inkluzive de maŝinvido, bildprilaborado, memstara padronrekono, artefarita inteligenteco kaj klasifika analizo24. Ekzemple, K-means-agregacio estas bone aplikata al la agregacio de hiperspektraj bilddatumoj62. Principe, por plurobjektaj datumoj, la K-means-algoritmo povas facile grupigi ilin laŭ informoj pri iliaj atributoj (fotonaj energiaj karakterizaĵoj). K-means-agregacio estas iteracia algoritmo por dividi datumojn en K ne-interkovrantajn grupojn (aretojn), kie ĉiu pikselo apartenas al specifa areto depende de la spaca distribuo de kemia enhomogeneco en la ŝtala mikrostruktura konsisto. La K-means-algoritmo konsistas el du paŝoj: la unua paŝo kalkulas la K centroidojn, kaj la dua paŝo asignas ĉiun punkton al areto kun najbaraj centroidoj. La pezocentro de areto estas difinita kiel la aritmetika meznombro de la datenpunktoj (XAS-spektroj) de tiu areto. Ekzistas malsamaj distancoj por difini najbarajn centroidojn kiel eŭklidajn distancojn. Por eniga bildo de px,y (x kaj y estas distingivo en pikseloj), CK estas la pezocentro de la areto; ĉi tiu bildo povas esti segmentita (aretigita) en K aretojn uzante K-meznombrojn63. La finaj paŝoj de la K-meznombro-areta algoritmo estas:
Paŝo 2. Kalkulu la gradon de aparteno 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 la aretoj estas tre korelaciitaj kun la optimuma elekto de komencaj centroidoj63. 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 la energia spektra modo de fotonoj. La K-means algoritmo estis uzata por esplori regionojn de intereso en X-PEEM-datumoj per apartigo de pikseloj (aretoj aŭ subblokoj) laŭ iliaj spektraj karakterizaĵoj kaj eltiro de la plej bona centroido (XAS-spektra kurbo) por ĉiu analito (areto). Ĝi estas uzata por studi spacan distribuon, lokajn spektrajn ŝanĝojn, oksidiĝan konduton kaj kemian staton. Ekzemple, la K-means agregacia algoritmo estis uzata por Fe L-randaj kaj Cr L-randaj regionoj en varm-prilaboritaj kaj malvarm-rulitaj X-PEEM. Diversaj nombroj da K-aretoj (mikrostrukturaj regionoj) estis testitaj por trovi la plej bonajn aretojn kaj centroidojn. Kiam la grafikaĵo estas montrata, la pikseloj estas reasignitaj al la ĝustaj aretaj centroidoj. Ĉiu kolordistribuo respondas 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 de la respektiva aŭtoro de WC laŭ racia peto.
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-rezisteco de velditaj dupleksaj rustorezistaj ŝtaloj.projekto. fraktalo. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中物环境中的肀肀肀 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相neoksidebla ŝtalo在特定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 medioj kun iuj organikaj acidoj kaj organikaj acidoj/kloridoj.kontraŭkoroda. Metodo Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Korodo-oksidigaj ecoj 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. E3S-retseminario. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. kaj Utaisansuk, V. Esploro pri la Varma Deformada Konduto de Dupleksa Neoksidebla Ŝtalo Tipo 2507. Metalo.studuniversitato. tranco. A 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. Project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Varmdeformada-induktita strukturo kaj mekanikaj ecoj 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.korodo. la scienco. 164, 108359 (2020).