Täname teid Nature.com-i külastamise eest. Teie kasutataval brauseriversioonil on piiratud CSS-i tugi. Parima kogemuse saamiseks soovitame teil kasutada värskendatud brauserit (või keelata Internet Exploreris ühilduvusrežiim). Seni aga renderdame saiti jätkuva toe tagamiseks ilma stiilide ja JavaScriptita.
Laialdaselt kasutatav roostevaba teras ja selle sepistatud versioonid on ümbritseva keskkonna tingimustes korrosioonikindlad tänu kroomoksiidist koosnevale passiivkihile. Terase korrosiooni ja erosiooni seostatakse traditsiooniliselt nende kihtide hävimisega, kuid mikroskoopilisel tasandil harva, olenevalt pinna mittehomogeensuse päritolust. Selles töös domineerib spektroskoopilise mikroskoopia ja kemomeetrilise analüüsi abil tuvastatud nanoskaala pinna keemiline heterogeensus ootamatult külmvaltsitud tseeriummodifitseeritud superdupleksroostevaba terase 2507 (SDSS) lagunemisel ja korrosioonil selle kuumdeformatsioonikäitumise ajal. Kuigi röntgenfotoelektronmikroskoopia näitas loodusliku Cr2O3 kihi suhteliselt ühtlast katvust, näitas külmvaltsitud SDSS halbu passiivimistulemusi Fe3+-rikaste nanosaarte lokaliseeritud jaotumise tõttu Fe/Cr-oksiidi kihil. Need aatomitasandi teadmised annavad sügava arusaama roostevaba terase korrosioonist ja eeldatavasti aitavad võidelda sarnaste kõrglegeeritud metallide korrosiooniga.
Alates roostevaba terase leiutamisest on ferrokroomi sulamite korrosioonikindlust seostatud kroomiga, mis moodustab tugeva oksiidi/oksühüdroksiidi, millel on enamikus keskkondades passiivne käitumine. Võrreldes tavapäraste (austeniitsete ja feriitsete) roostevabade terastega on parema korrosioonikindlusega superdupleksroostevabadel terastel (SDSS) paremad mehaanilised omadused1,2,3. Suurem mehaaniline tugevus võimaldab kergemaid ja kompaktsemaid konstruktsioone. Seevastu ökonoomsel SDSS-il on kõrge vastupidavus punkt- ja pragukorrosioonile, mille tulemuseks on pikem kasutusiga ja laiemad rakendused reostustõrjes, kemikaalikonteinerites ning avamere nafta- ja gaasitööstuses4. Kitsas kuumtöötlustemperatuuride vahemik ja halb vormitavus takistavad aga selle laialdast praktilist rakendamist. Seetõttu on SDSS-i modifitseeritud, et parandada ülaltoodud omadusi. Näiteks 2507 SDSS-is (Ce-2507) lisati Ce-modifikatsiooni ja suuri N 6, 7, 8 lisandeid. Sobiv 0,08 massiprotsendilise haruldaste muldmetallide (Ce) kontsentratsioon avaldab soodsat mõju DSS-i mehaanilistele omadustele, kuna see parandab terade peenust ja terade piiri tugevust. Samuti on paranenud kulumis- ja korrosioonikindlus, tõmbetugevus ja voolavuspiir ning kuumtöödeldavus9. Suur hulk lämmastikku saab asendada kallist niklit, muutes SDSS-i kulutõhusamaks10.
Hiljuti on SDSS-i plastiliselt deformeeritud erinevatel temperatuuridel (madal temperatuur, külm ja kuum), et saavutada suurepäraseid mehaanilisi omadusi6,7,8. SDSS-i suurepärane korrosioonikindlus on aga tingitud õhukese oksiidikilele pinnal, mida mõjutavad paljud tegurid, näiteks paljude erinevate terapiiridega faaside olemasolu, soovimatud sademed ja erinevad reaktsioonid. Erinevate austeniitsete ja ferriitsete faaside sisemine mittehomogeenne mikrostruktuur deformeerub7. Seetõttu on selliste kilede mikrodomeenide omaduste uurimine elektronstruktuuri tasandil SDSS-i korrosiooni mõistmiseks ülioluline ja nõuab keerukaid eksperimentaalseid tehnikaid. Seni on pinnatundlikud meetodid, nagu Augeri elektronspektroskoopia11 ja röntgenfotoelektronspektroskoopia12,13,14,15, samuti kõva röntgenfotoelektron-fotoelektronsüsteem, eristanud, kuid sageli ei suuda eraldada sama elemendi keemilisi olekuid nanoskaalas erinevates ruumipunktides. Mitmed hiljutised uuringud on seostanud kroomi lokaalset oksüdeerumist 17 austeniitse roostevaba terase, 18 martensiitse roostevaba terase ja SDSS-i 19, 20 täheldatud korrosioonikäitumisega. Need uuringud on aga peamiselt keskendunud Cr heterogeensuse (nt Cr3+ oksüdatsiooniastme) mõjule korrosioonikindlusele. Elementide oksüdatsiooniastmete lateraalset heterogeensust võivad põhjustada erinevad ühendid, millel on samad koostisosad, näiteks raudoksiidid. Need ühendid pärivad termomehaaniliselt töödeldud väikese suuruse, mis paiknevad üksteise lähedal, kuid erinevad koostise ja oksüdatsiooniastme poolest 16, 21. Seetõttu nõuab oksiidkilede hävimise ja seejärel punktkorrosiooni ilmnemine pinna mittehomogeensuse mõistmist mikroskoopilisel tasandil. Vaatamata neile nõuetele puuduvad endiselt kvantitatiivsed hinnangud, näiteks lateraalse oksüdatsiooni heterogeensus, eriti raua puhul nano/aatomi skaalal, ja nende tähtsus korrosioonikindluse seisukohast on endiselt uurimata. Kuni viimase ajani kirjeldati erinevate elementide, näiteks Fe ja Ca keemilist olekut kvantitatiivselt teraseproovidel, kasutades pehmet röntgenfotoelektronmikroskoopiat (X-PEEM) nanoskaala sünkrotronkiirguse seadmetes. Koos keemiliselt tundlike röntgenkiirguse neeldumisspektroskoopia (XAS) tehnikatega võimaldab X-PEEM XAS-mõõtmist kõrge ruumilise ja spektraalse lahutusvõimega, pakkudes keemilist teavet elemendi koostise ja selle keemilise oleku kohta ruumilise lahutusvõimega kuni nanomeetri skaalani 23. See initsiatsioonikoha spektroskoopiline vaatlus mikroskoobi all hõlbustab lokaalseid keemilisi katseid ja suudab ruumiliselt demonstreerida varem uurimata keemilisi muutusi Fe kihis.
See uuring laiendab PEEM-i eeliseid keemiliste erinevuste tuvastamisel nanoskaalas ja esitleb läbinägelikku aatomitaseme pinnaanalüüsi meetodit Ce-2507 korrosioonikäitumise mõistmiseks. See kasutab K-keskmiste klastri kemomeetrilisi andmeid24, et kaardistada kaasatud elementide globaalset keemilist koostist (heterogeensust), kusjuures nende keemilised olekud on esitatud statistiliselt. Erinevalt traditsioonilisest kroomoksiidi kile lagunemisest tingitud korrosiooni juhtumist omistatakse praegune halb passivatsioon ja halb korrosioonikindlus Fe/Cr oksiidikihi lähedal asuvatele lokaliseeritud Fe3+-rikastele nanosaartele, mis võivad olla kaitsvate oksiidide tagajärg. Lagunemise asemel moodustub kile, mis põhjustab korrosiooni.
Deformeerunud SDSS 2507 korrosioonikäitumist hinnati esmalt elektrokeemiliste mõõtmiste abil. Joonisel fig. 1 on näidatud valitud proovide Nyquisti ja Bode kõverad happelistes (pH = 1) FeCl3 vesilahustes toatemperatuuril. Valitud elektrolüüt toimib tugeva oksüdeerijana, iseloomustades passiivkile lagunemiskalduvust. Kuigi materjal ei läbinud stabiilset toatemperatuuril punktkorrosiooni, andsid need analüüsid ülevaate võimalikest riketest ja korrosioonijärgsetest protsessidest. Elektrokeemilise impedantsspektroskoopia (EIS) spektrite sobitamiseks kasutati ekvivalentahelat (joonis 1d) ja vastavad sobitustulemused on toodud tabelis 1. Lahusega töödeldud ja kuumtöödeldud proovide testimisel ilmnesid mittetäielikud poolringid, samas kui vastavad kokkusurutud poolringid olid külmvaltsitud (joonis 1b). EIS-spektris võib poolringi raadiust pidada polarisatsioonitakistuseks (Rp)25,26. Tabelis 1 on lahusega töödeldud SDSS-i Rp umbes 135 kΩ cm–2, kuid kuumtöödeldud ja külmvaltsitud SDSS-i puhul näeme palju madalamaid väärtusi, vastavalt 34,7 ja 2,1 kΩ cm–2. See Rp oluline langus näitab plastse deformatsiooni kahjulikku mõju passivatsioonile ja korrosioonikindlusele, nagu on näidatud varasemates aruannetes 27, 28, 29, 30.
a Nyquisti, b, c Bode impedantsi ja faasidiagrammid ning ekvivalentse vooluringi mudel d jaoks, kus RS on elektrolüüdi takistus, Rp on polarisatsioonitakistus ja QCPE on konstantse faasi elemendi oksiid, mida kasutatakse mitteideaalse mahtuvuse (n) modelleerimiseks. EIS-mõõtmised viidi läbi koormuseta potentsiaalil.
Esimest järku konstandid on näidatud Bode diagrammil ja kõrgsageduslik platoo esindab elektrolüüdi takistust RS26. Sageduse vähenedes impedants suureneb ja leitakse negatiivne faasinurk, mis näitab mahtuvuse domineerimist. Faasinurk suureneb, säilitades oma maksimaalse väärtuse suhteliselt laias sagedusvahemikus ja seejärel väheneb (joonis 1c). Kõigil kolmel juhul on see maksimaalne väärtus siiski väiksem kui 90°, mis näitab mahtuvusliku dispersiooni tõttu mitteideaalset mahtuvuslikku käitumist. Seega kasutatakse QCPE konstantse faasielemendi (CPE) abil pindadevahelist mahtuvusjaotust, mis on tuletatud pinna karedusest või mittehomogeensusest, eriti aatomi skaala, fraktaalse geomeetria, elektroodi poorsuse, ebaühtlase potentsiaali ja pinnast sõltuva voolujaotuse osas. Elektroodi geomeetria31,32. CPE impedants:
kus j on imaginaarav ja ω on nurksagedus. QCPE on sagedusest sõltumatu konstant, mis on võrdeline elektrolüüdi aktiivse avatud pindalaga. n on dimensioonita võimsusarv, mis kirjeldab kondensaatori kõrvalekallet ideaalsest mahtuvuslikust käitumisest, st mida lähemal on n väärtusele 1, seda lähemal on CPE puhtale mahtuvusele ja kui n on nullilähedane, on see takistus. Väike hälve n väärtusest, mis on lähedane 1-le, näitab pinna mitteideaalset mahtuvuslikku käitumist pärast polarisatsioonitesti. Külmvaltsitud SDSS-i QCPE on palju kõrgem kui sarnastel toodetel, mis tähendab, et pinna kvaliteet on vähem ühtlane.
Kooskõlas enamiku roostevabade teraste korrosioonikindlusomadustega tagab SDSS-i suhteliselt kõrge Cr-sisaldus üldiselt SDSS-i parema korrosioonikindluse tänu pinnal olevale passiivsele kaitsvale oksiidkilele17. See passiivne kile on tavaliselt rikas Cr3+ oksiidide ja/või hüdroksiidide poolest, integreerides peamiselt Fe2+, Fe3+ oksiide ja/või (oksü)hüdroksiide33. Vaatamata samale pinnaühtlusele, passiivsele oksiidikihile ja nähtava prao puudumisele pinnal, mis on kindlaks tehtud mikroskoopiliste piltidega,6,7 on kuumtöödeldud ja külmvaltsitud SDSS-i korrosioonikäitumine erinev ning seetõttu on vaja terase deformatsioonimikrostruktuuri ja struktuuriliste omaduste põhjalikku uurimist.
Deformeerunud roostevaba terase mikrostruktuuri uuriti kvantitatiivselt sisemiste ja sünkrotronkiirgusega suure energiaga röntgenikiirte abil (lisajoonised 1, 2). Üksikasjalik analüüs on esitatud lisateabes. Kuigi see vastab enamasti põhifaasi tüübile, leiti faaside mahufraktsioonides erinevusi, mis on loetletud lisatabelis 1. Erinevus võib tuleneda heterogeensest faasifraktsioonist pinnal ja mahufraktsioonist (XRD), mis allub erinevale avastamissügavusele, kasutades röntgendifraktsiooni erinevate energiaallikatega langevate footonite puhul. Külmvaltsitud proovides sisalduva austeniidi suhteliselt suurem osakaal, mis määrati laboriallikast saadud XRD abil, näitab paremat passivatsiooni ja seega paremat korrosioonikindlust35, samas kui täpsemad ja statistilisemad tulemused näitavad faaside osakaalude vastupidiseid suundumusi. Lisaks sõltub terase korrosioonikindlus ka terade peenestamise astmest, terasuuruse vähenemisest, mikrodeformatsioonide suurenemisest ja dislokatsioonitihedusest, mis tekivad termomehaanilise töötlemise ajal36,37,38. Kuumtöödeldud proovid on teralisemad, mis viitab mikroni suurustele teradele, samas kui külmvaltsitud proovidel täheldatud siledad rõngad (lisajoonis 3) viitavad varasemates töödes6 täheldatud olulisele terade peenendamisele nanoskaalani, mis peaks kaasa aitama kile passivatsioonile ja korrosioonikindluse suurenemisele. Suurem dislokatsioonide tihedus on tavaliselt seotud väiksema punktkorrosioonikindlusega, mis on elektrokeemiliste mõõtmistega hästi kooskõlas.
Elementaarelementide mikrodomeenide keemiliste olekute muutusi on süstemaatiliselt uuritud X-PEEM-i abil. Vaatamata legeerelementide rohkusele valiti siin Cr, Fe, Ni ja Ce39, kuna Cr on passiivkile moodustumise võtmeelement, Fe on terase peamine element ja Ni suurendab passiivsust ning tasakaalustab ferriit-austeniitse faasistruktuuri ja Ce modifitseerimise eesmärki. Sünkrotronkiirguse energia reguleerimisega kaeti RAS pinnalt Cr (serv L2.3), Fe (serv L2.3), Ni (serv L2.3) ja Ce (serv M4.5) peamiste omadustega. Kuumvormimine ja külmvaltsimine Ce-2507 SDSS abil. Sobiv andmeanalüüs viidi läbi, integreerides energiakalibreerimise avaldatud andmetega (nt XAS 40, 41 Fe L2-l, 3 serva).
Joonisel fig. 2 on näidatud kuumtöödeldud (joonis 2a) ja külmvaltsitud (joonis 2d) Ce-2507 SDSS-i ja vastavate Cr ja Fe L2,3 XAS-servade X-PEEM-kujutised individuaalselt tähistatud kohtades. XAS-i L2,3 serv uurib hõivamata 3D-seisundeid pärast elektronide fotoergastamist spinn-orbiidi jagunemistasanditel 2p3/2 (L3 serv) ja 2p1/2 (L2 serv). Teave Cr valentsoleku kohta saadi XAS-ist L2,3 serval joonisel 2b, e. Võrdlus judges. 42,43 näitas, et L3 serva lähedal täheldati nelja piiki, mille nimed olid A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) ja D (582,2 eV), mis peegeldavad oktaeedrilist Cr3+, mis vastab Cr2O3 ioonile. Eksperimentaalsed spektrid on kooskõlas paneelidel b ja e näidatud teoreetiliste arvutustega, mis on saadud Cr L2.3 liidese kristallvälja mitmekordsete arvutuste abil, kasutades 2,0 eV44 kristallvälja. Nii kuumtöödeldud kui ka külmvaltsitud SDSS-i pinnad on kaetud suhteliselt ühtlase Cr2O3 kihiga.
a Termiliselt deformeeritud SDSS-i X-PEEM termopilt, mis vastab b Cr L2.3 servale ja c Fe L2.3 servale, d Külmvaltsitud SDSS-i X-PEEM termopilt, mis vastab e Cr L2.3 servale ja f Fe L2.3 serva küljele (f). XAS-spektrid on joonistatud termopiltidel märgitud erinevates ruumilistes positsioonides (a, d), oranžid punktiirjooned punktides (b) ja (e) tähistavad Cr3+ simuleeritud XAS-spektreid kristallvälja väärtusega 2,0 eV. X-PEEM-piltide puhul kasutage pildi loetavuse parandamiseks termopaletti, kus sinisest punaseni ulatuvad värvid on proportsionaalsed röntgenkiirguse neeldumise intensiivsusega (madalast kõrgeni).
Sõltumata nende metalliliste elementide keemilisest keskkonnast jäi Ni ja Ce legeerivate elementide lisandite keemiline olek mõlema proovi puhul samaks. Lisajoonis. Joonistel 5-9 on näidatud Ni ja Ce X-PEEM-pildid ja vastavad XAS-spektrid kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide pinna erinevates positsioonides. Ni XAS näitab Ni2+ oksüdatsiooniastmeid kogu kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide mõõdetud pinnal (lisa arutelu). Tuleb märkida, et kuumtöödeldud proovide puhul Ce XAS-signaali ei täheldatud, samas kui külmvaltsitud proovide puhul täheldati Ce3+ spektrit. Ce-laikude vaatlus külmvaltsitud proovides näitas, et Ce esineb peamiselt sademete kujul.
Termiliselt deformeeritud SDSS-is ei täheldatud Fe L2,3 serval XAS-i lokaalset struktuurimuutust (joonis 2c). Küll aga muudab Fe maatriks mikropiirkondlikult oma keemilist olekut külmvaltsitud SDSS-i seitsmes juhuslikult valitud punktis, nagu on näidatud joonisel 2f. Lisaks, et saada täpne ettekujutus Fe oleku muutustest valitud kohtades joonisel 2f, viidi läbi lokaalsed pinnauuringud (joonis 3 ja lisajoonis 10), milles valiti väiksemad ringikujulised piirkonnad. α-Fe2O3 süsteemide ja Fe2+ oktaeedriliste oksiidide Fe L2,3 serva XAS-spektrid modelleeriti mitmete kristallvälja arvutuste abil, kasutades kristallvälju 1,0 (Fe2+) ja 1,0 (Fe3+)44. Märgime, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 omavad erinevat lokaalset sümmeetriat45,46, Fe3O4-l on nii Fe2+ kui ka Fe3+ kombinatsioon47 ning FeO45 on formaalselt kahevalentne Fe2+ oksiid (3d6). Märgime, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 omavad erinevat lokaalset sümmeetriat45,46, Fe3O4-l on nii Fe2+ kui ka Fe3+ kombinatsioon47 ning FeO45 on formaalselt kahevalentne Fe2+ oksiid (3d6).Pane tähele, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 omavad erinevat lokaalset sümmeetriat45,46, Fe3O4 ühendab nii Fe2+ kui ka Fe3+,47 ja FeO45 moodustab formaalselt kahevalentse oksiidi Fe2+ (3d6).Pange tähele, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 omavad erinevaid lokaalseid sümmeetriaid45,46, Fe3O4-l on Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioon47 ning FeO45 toimib formaalse kahevalentse Fe2+ oksiidina (3d6). Kõigil α-Fe2O3 Fe3+ ioonidel on ainult Oh positsioonid, samas kui γ-Fe2O3 on tavaliselt esindatud Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinelliga, millel on vakantse eg positsioonidel. Seetõttu on γ-Fe2O3 Fe3+ ioonidel nii Td kui ka Oh positsioonid. Nagu eelmises artiklis mainitud,45 on nende kahe intensiivsuse suhe, kuigi erinev, eg/t2g ≈1, samas kui antud juhul on vaadeldav intensiivsuse suhe eg/t2g umbes 1. See välistab võimaluse, et praeguses olukorras on olemas ainult Fe3+ ioon. Arvestades Fe3O4 juhtumit, kus esineb nii Fe2+ kui ka Fe3+ ioon, näitab esimene tunnus, millel on teadaolevalt Fe puhul nõrgem (tugevam) L3 serv, väiksemat (suuremat) hõivamata t2g olekute arvu. See kehtib Fe2+ (Fe3+) kohta, mis näitab, et suurenemise esimene tunnus näitab Fe2+47 sisalduse suurenemist. Need tulemused näitavad, et Fe2+ ja γ-Fe2O3, α-Fe2O3 ja/või Fe3O4 koosesinemine domineerib komposiitide külmvaltsitud pinnal.
Suurendatud fotoelektron-termograafilised kujutised XAS-spektritest (a, c) ja (b, d), mis ületavad Fe L2,3 serva valitud piirkondade 2 ja E erinevates ruumilistes positsioonides joonistel 2d.
Saadud eksperimentaalsed andmed (joonis 4a ja lisajoonis 11) on joonistatud ja neid võrreldakse puhaste ühendite 40, 41, 48 andmetega. Eksperimentaalselt vaadeldi kolme erinevat tüüpi Fe L-serva XAS-spektreid (XAS-1, XAS-2 ja XAS-3: joonis 4a). Täpsemalt, joonisel 3b olev spekter 2-a (tähistatud kui XAS-1), millele järgnes spekter 2-b (tähistatud kui XAS-2), katsid kogu detekteerimisala, samas kui joonisel 3d olevad spektrid nagu E-3 (tähistatud kui XAS-3) täheldati kindlates kohtades. Uuritava proovi valentsseisundite tuvastamiseks kasutati reeglina nelja parameetrit: (1) spektraalsed karakteristikud L3 ja L2, (2) karakteristikute L3 ja L2 energiapositsioonid, (3) energia erinevus L3-L2, (4) L2/L3 intensiivsussuhe. Visuaalsete vaatluste kohaselt (joonis 4a) on uuritaval SDSS-i pinnal kõik kolm Fe komponenti, nimelt Fe0, Fe2+ ja Fe3+. Arvutatud intensiivsussuhe L2/L3 näitas samuti kõigi kolme komponendi olemasolu.
Fe simuleeritud XAS-spektrid kolme erineva eksperimentaalse andmestikuga (pidevad jooned XAS-1, XAS-2 ja XAS-3 vastavad joonisel 2 ja 3 olevatele 2-a, 2-b ja E-3). Võrdlus: oktaeedrid Fe2+ ja Fe3+ kristallvälja väärtustega vastavalt 1,0 eV ja 1,5 eV, bd-ga mõõdetud eksperimentaalsed andmed (XAS-1, XAS-2, XAS-3) ja vastavad optimeeritud LCF-andmed (pidev must joon) ning ka XAS-3 spektrite kujul Fe3O4 (Fe segaolek) ja Fe2O3 (puhas Fe3+) standarditega.
Raudoksiidi koostise kvantifitseerimiseks kasutati kolme standardi 40, 41, 48 lineaarset kombineeritud lähendust (LCF). LCF-i rakendati kolme valitud Fe L-serva XAS-spektri jaoks, millel oli kõrgeim kontrastsus, nimelt XAS-1, XAS-2 ja XAS-3, nagu on näidatud joonisel 4b–d. LCF-i lähenduste puhul võeti kõigil juhtudel arvesse 10% Fe0, kuna täheldasime kõigis andmetes väikest kõrvalekallet ja ka seetõttu, et metalliline raud on terase peamine komponent. Tõepoolest, X-PEEM-i katsesügavus Fe (~6 nm)49 jaoks on suurem kui hinnanguline oksüdatsioonikihi paksus (veidi > 4 nm), mis võimaldab tuvastada signaali passiivkihi all olevast rauamaatriksist (Fe0). Tõepoolest, X-PEEM-i katsesügavus Fe (~6 nm)49 jaoks on suurem kui hinnanguline oksüdatsioonikihi paksus (veidi > 4 nm), mis võimaldab tuvastada signaali passiivkihi all olevast rauamaatriksist (Fe0). Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (нем4нотонго) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Tõepoolest, sondi X-PEEM sügavus Fe (~6 nm)49 jaoks on suurem kui oksüdatsioonikihi eeldatav paksus (veidi >4 nm), mis võimaldab tuvastada passiivkihi all oleva raudmaatriksist (Fe0) tulevat signaali.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 浸 兣 nm＋ 4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 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оомнолсина оомносина 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Tegelikult on Fe (~6 nm) 49 detekteerimissügavus X-PEEM-i abil suurem kui oksiidikihi eeldatav paksus (veidi > 4 nm), mis võimaldab tuvastada passiivkihi all oleva raudmaatriksi (Fe0) signaali. .Parima võimaliku lahenduse leidmiseks vaadeldud eksperimentaalsete andmete põhjal viidi läbi erinevaid Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioone. Joonisel 4b on näidatud Fe2+ ja Fe3+ kombinatsiooni XAS-1 spekter, kus Fe2+ ja Fe3+ osakaalud olid umbes 45% sarnased, mis näitab Fe segatud oksüdatsiooniastmeid. XAS-2 spektri puhul on Fe2+ ja Fe3+ osakaal vastavalt ~30% ja 60%. Fe2+ ​​on väiksem kui Fe3+. Fe2+ ja Fe3 suhe, mis on võrdne 1:2, tähendab, et Fe3O4 võib moodustuda samas suhtes Fe ioonide vahel. Lisaks on XAS-3 spektri puhul Fe2+ ja Fe3+ osakaal ~10% ja 80%, mis näitab Fe2+ suuremat muundumist Fe3+-ks. Nagu eespool mainitud, võib Fe3+ pärineda α-Fe2O3, γ-Fe2O3 või Fe3O4-st. Fe3+ kõige tõenäolisema allika mõistmiseks joonistati XAS-3 spekter erinevate Fe3+ standarditega joonisel 4e, mis näitab sarnasust mõlema standardiga B-piigi puhul. Õlapiikide intensiivsus (A: Fe2+-st) ja B/A intensiivsuse suhe näitavad aga, et XAS-3 spekter on lähedane, kuid ei lange kokku γ-Fe2O3 spektriga. Võrreldes γ-Fe2O3-ga on A SDSS-i Fe2p XAS-i piigi intensiivsus veidi kõrgem (joonis 4e), mis näitab Fe2+ suuremat intensiivsust. Kuigi XAS-3 spekter on sarnane γ-Fe2O3 omaga, kus Fe3+ on Oh ja Td positsioonidel, on erinevate valentsseisundite ja koordinatsiooni tuvastamine ainult L2,3 serval või L2/L3 intensiivsuse suhte osas endiselt probleemiks. See on käimasoleva arutelu teema, kuna lõplikku spektrit mõjutavad mitmesugused tegurid on keerulised.
Lisaks eespool kirjeldatud huvipakkuvate piirkondade keemilise oleku spektraalsetele erinevustele hinnati ka võtmeelementide Cr ja Fe globaalset keemilist heterogeensust, klassifitseerides kõik proovi pinnalt saadud XAS-spektrid K-keskmiste klastrite meetodi abil. Servaprofiilid Cr L on seatud moodustama kaks optimaalset klastrit, mis on ruumiliselt jaotunud joonistel 5 näidatud kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovides. On selge, et ühtegi lokaalset struktuurimuutust ei tajuta sarnastena, kuna XAS Cr spektrite kaks tsentroidi on võrreldavad. Kahe klastri spektraalkujud on peaaegu identsed Cr2O342-le vastavatega, mis tähendab, et Cr2O3 kihid on SDSS-il suhteliselt ühtlaselt jaotunud.
Cr L K-tähendab servapiirkonna klastreid ja b on vastavad XAS-i tsentroidid. Külmvaltsitud SDSS-i K-keskmiste X-PEEM võrdluse tulemused: c Cr L2.3 K-keskmiste klastrite servapiirkond ja d vastavad XAS-i tsentroidid.
Keerukamate FeL servakaartide illustreerimiseks kasutati kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide jaoks vastavalt nelja ja viit optimeeritud klastrit ning nendega seotud tsentroide (spektraalseid profiile). Seega saab Fe2+ ja Fe3+ protsendi (%) saada joonisel 4 näidatud LCF-i sobitamise teel. Pseudoelektroodi potentsiaali Epseudo Fe0 funktsioonina kasutati pinnaoksiidkile mikrokeemilise mittehomogeensuse paljastamiseks. Epseudo hinnatakse ligikaudselt segamisreegli abil,
kus \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) võrdub vastavalt \(\rm{Fe} + 2e^ – \ kuni \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 ja 0,036 V. Madalama potentsiaaliga piirkondades on Fe3+ ühendi sisaldus suurem. Termiliselt deformeeritud proovide potentsiaalijaotus on kihiline, maksimaalse muutusega umbes 0,119 V (joonis 6a, b). See potentsiaalijaotus on tihedalt seotud pinna topograafiaga (joonis 6a). Muid asendist sõltuvaid muutusi aluskihi sisemuses ei täheldatud (joonis 6b). Seevastu erinevate oksiidide ühendamisel erineva Fe2+ ja Fe3+ sisaldusega külmvaltsitud SDSS-is võib täheldada pseudopotentsiaali ebaühtlast olemust (joonis 6c, d). Fe3+ oksiidid ja/või (oksü)hüdroksiidid on terase rooste peamised koostisosad ning on hapnikule ja veele läbilaskvad50. Sellisel juhul peetakse Fe3+ rikkaid saari lokaalselt jaotunuks ja neid võib pidada korrodeerunud piirkondadeks. Samal ajal saab aktiivsete korrosioonikohtade lokaliseerimise indikaatorina kasutada potentsiaalivälja gradienti, mitte potentsiaali absoluutväärtust. See Fe2+ ja Fe3+ ebaühtlane jaotumine külmvaltsitud SDSS pinnal võib muuta lokaalset keemiat ja pakkuda praktilisemat aktiivset pinda oksiidkile lagunemisel ja korrosioonireaktsioonidel, võimaldades seeläbi alusmetalli maatriksi pidevat korrosiooni, mille tulemuseks on sisemine korrosioon, omaduste heterogeensus ja passiivkihi kaitseomaduste vähenemine.
K-keskmiste klastrid ja vastavad XAS-i tsentroidid kuumdeformeeritud X-PEEM-i ac ja df külmvaltsitud SDSS-i Fe L2.3 servapiirkonnas. a, d K-keskmiste klastrite graafikud, mis on asetatud X-PEEM-piltidele. Arvutatud pseudoelektroodi potentsiaal (Epseudo) on mainitud koos K-keskmiste klastrite graafikuga. X-PEEM-pildi heledus, nagu ka joonisel 2 olev värv, on proportsionaalne röntgenkiirguse neeldumise intensiivsusega.
Suhteliselt ühtlane Cr, kuid Fe erinev keemiline olek põhjustab kuumtöödeldud ja külmvaltsitud Ce-2507 puhul erinevaid oksiidkile kahjustusi ja korrosioonimustreid. Seda külmvaltsitud Ce-2507 omadust on hästi uuritud. Selles peaaegu neutraalses töös ümbritseva õhu Fe oksiidide ja hüdroksiidide moodustumise reaktsioonid on järgmised:
Ülaltoodud reaktsioonid toimuvad järgmistes X-PEEM analüüsi põhjal tehtud stsenaariumides. Väike Fe0-le vastav õlg on seotud alusmetallilise rauaga. Metallilise Fe reaktsioon keskkonnaga põhjustab Fe(OH)2 kihi moodustumist (võrrand (5)), mis võimendab Fe2+ signaali Fe L-serva XAS-is. Pikaajaline kokkupuude õhuga võib põhjustada Fe(OH)252,53 järel Fe3O4 ja/või Fe2O3 oksiidide moodustumist. Cr3+-rikkas kaitsekihis võivad moodustuda ka kaks stabiilset Fe vormi, Fe3O4 ja Fe2O3, millest Fe3O4 eelistab ühtlast ja kleepuvat struktuuri. Mõlema olemasolu põhjustab segatud oksüdatsiooniastmeid (XAS-1 spekter). XAS-2 spekter vastab peamiselt Fe3O4-le. Kuigi XAS-3 spektrite vaatlus mitmes kohas näitas täielikku muundumist γ-Fe2O3-ks. Kuna lahtivolditud röntgenkiirte läbitungimissügavus on umbes 50 nm, põhjustab alumise kihi signaal A-piigi suuremat intensiivsust.
XPA spekter näitab, et oksiidkiles oleval Fe komponendil on kihiline struktuur koos Cr-oksiidikihiga. Erinevalt Cr2O3 lokaalsest mittehomogeensusest tingitud passiivsuse tunnustest korrosiooni ajal, hoolimata käesolevas töös esinevast ühtlasest Cr2O3 kihist, on sel juhul täheldatud madalat korrosioonikindlust, eriti külmvaltsitud proovide puhul. Täheldatud käitumist võib mõista kui keemilise oksüdatsiooniastme heterogeensust ülemises kihis (Fe), mis mõjutab korrosioonikäitumist. Tänu ülemise kihi (raudoksiid) ja alumise kihi (kroomoksiid) samale stöhhiomeetriale52,53 viib parem interaktsioon (adhesioon) nende vahel metalli- või hapnikuioonide aeglase transpordini võres, mis omakorda viib korrosioonikindluse suurenemiseni. Seetõttu on pidev stöhhiomeetriline suhe, st üks Fe oksüdatsiooniaste, eelistatav järskudele stöhhiomeetrilistele muutustele. Kuumdeformeeritud SDSS-il on ühtlasem pind, tihedam kaitsekiht ja parem korrosioonikindlus. Külmvaltsitud SDSS-i puhul rikub kaitsekihi all olevate Fe3+-rikaste saarekeste olemasolu pinna terviklikkust ja põhjustab galvaanilist korrosiooni lähedalasuva aluspinnaga, mis viib Rp järsu languseni (tabel 1). EIS-spekter ja selle korrosioonikindlus vähenevad. On näha, et plastilise deformatsiooni tõttu Fe3+-rikaste saarekeste lokaalne jaotus mõjutab peamiselt korrosioonikindlust, mis on käesolevas töös läbimurre. Seega esitatakse käesolevas uuringus spektroskoopilised mikroskoopilised kujutised SDSS-proovide korrosioonikindluse vähenemisest, mida on uuritud plastilise deformatsiooni meetodil.
Lisaks, kuigi haruldaste muldmetallidega legeerimine kahefaasilistes terastes näitab paremaid tulemusi, jääb selle lisandielemendi interaktsioon individuaalse terasmaatriksiga korrosioonikäitumise osas spektroskoopilise mikroskoopia andmete kohaselt raskesti mõistetavaks. Ce-signaalide ilmumine (XAS M-servade kaudu) ilmneb külmvaltsimise ajal vaid vähestes kohtades, kuid kaob SDSS-i kuumdeformatsiooni ajal, mis viitab Ce lokaalsele sadestumisele terasmaatriksis, mitte homogeensele legeerimisele. Kuigi haruldaste muldmetallide olemasolu ei paranda oluliselt SDSS-i mehaanilisi omadusi6,7, vähendab see kandjate suurust ja arvatakse, et see pärsib süvendite teket algpiirkonnas54.
Kokkuvõtteks avalikustab see töö pinna heterogeensuse mõju tseeriumiga modifitseeritud 2507 SDSS korrosioonile, kvantifitseerides nanoskaala komponentide keemilist sisaldust. Vastame küsimusele, miks roostevaba teras korrodeerub isegi kaitsva oksiidikihi all, kvantifitseerides selle mikrostruktuuri, pinnakeemiat ja signaalitöötlust K-keskmiste klastrite abil. On kindlaks tehtud, et Fe3+ rikkad saared, sealhulgas nende oktaeedriline ja tetraeedriline koordinatsioon kogu segatud Fe2+/Fe3+ tunnusjoone ulatuses, on külmvaltsitud oksiidkile SDSS kahjustuste ja korrosiooni allikaks. Fe3+ domineerivad nanosaared põhjustavad halba korrosioonikindlust isegi piisava stöhhiomeetrilise Cr2O3 passiivkihi juuresolekul. Lisaks metodoloogilistele edusammudele nanoskaala keemilise heterogeensuse mõju määramisel korrosioonile peaks käimasolev töö inspireerima inseneriprotsesse roostevaba terase korrosioonikindluse parandamiseks terasetootmise ajal.
Selles uuringus kasutatud Ce-2507 SDSS valuploki valmistamiseks sulatati 150 kg keskmise sagedusega induktsioonahjus puhtast rauast toruga tihendatud Fe-Ce põhisulamist segu, et saada sula teras, ja valati see vormi. Mõõdetud keemilised koostised (massiprotsentides) on loetletud lisatabelis 2. Valuplokid kuumsepistatakse esmalt plokkideks. Seejärel kuumutati neid temperatuuril 1050 °C 60 minutit, et saada tahke lahuse olekus teras, ja seejärel jahutati vees toatemperatuurini. Uuritud proove uuriti üksikasjalikult, kasutades TEM-i ja DOE-d, et uurida faase, tera suurust ja morfoloogiat. Täpsemat teavet proovide ja tootmisprotsessi kohta leiate teistest allikatest6,7.
Kuumpressimiseks mõeldud silindrilisi proove (φ10 mm × 15 mm) töödeldi nii, et silindri telg oli paralleelne ploki deformatsioonisuunaga. Kõrgtemperatuurilist kokkusurumist teostati erinevatel temperatuuridel vahemikus 1000–1150 °C, kasutades Gleeble-3800 termilist simulaatorit konstantse deformatsioonikiirusega vahemikus 0,01–10 s⁻¹. Enne deformeerimist kuumutati proove valitud temperatuuril kiirusega 10 °C s⁻¹ 2 minutit, et kõrvaldada temperatuurigradient. Pärast temperatuuri ühtluse saavutamist deformeeriti proov tegeliku deformatsiooniväärtuseni 0,7. Pärast deformeerimist jahutati proove kohe veega, et säilitada deformeerunud struktuur. Seejärel lõigatakse karastatud proov paralleelselt kokkusurumise suunaga. Selle konkreetse uuringu jaoks valisime proovi, mille kuumdeformatsioonitingimus oli 1050 °C, 10 s⁻¹, kuna vaadeldud mikrokõvadus oli suurem kui teistel proovidel7.
LG-300 kolmefaasilises asünkroonses kahe valtsiga veskis, millel on kõigi teiste deformatsioonitasemete seas parimad mehaanilised omadused, kasutati massiivseid (80 × 10 × 17 mm3) Ce-2507 tahke lahuse proove. Iga raja deformatsioonikiirus ja paksuse vähenemine on vastavalt 0,2 m·s-1 ja 5%.
SDSS elektrokeemilisteks mõõtmisteks kasutati Autolab PGSTAT128N elektrokeemilist tööjaama pärast külmvaltsimist 90% paksuse vähenemiseni (1,0 ekvivalentne tegelik deformatsioon) ja pärast kuumpressimist temperatuuril 1050 °C kiirusel 10 s-1 tegeliku deformatsioonini 0,7. Tööjaamal on kolmeelektroodiline element, mille võrdluselektroodina on küllastunud kalomelelektrood, grafiidist vastaselektrood ja tööelektroodina SDSS-proov. Proovid lõigati 11,3 mm läbimõõduga silindriteks, mille külgedele joodeti vasktraadid. Seejärel kinnitati proovid epoksüvaiguga, jättes tööelektroodina 1 cm2 suuruse avatud tööpinna (silindrilise proovi alumine külg). Epoksüvaigu kõvendamise ning sellele järgneva lihvimise ja poleerimise ajal tuleb olla ettevaatlik, et vältida pragunemist. Tööpinnad lihviti ja poleeriti teemantpoleerimissuspensiooniga, mille osakeste suurus oli 1 μm, pesti destilleeritud vee ja etanooliga ning kuivatati külma õhu käes. Enne elektrokeemilisi mõõtmisi hoiti poleeritud proove mitu päeva õhu käes, et moodustada looduslik oksiidkile. Roostevaba terase korrosiooni kiirendamiseks kasutatakse ASTM-i soovituste kohaselt HCl-ga stabiliseeritud FeCl3 vesilahust (6,0 massiprotsenti), mis on pH väärtuseni 1,0 ± 0,01 stabiliseeritud HCl-ga,55 kuna see on söövitav kloriidioonide juuresolekul, millel on tugev oksüdeerimisvõime ja madala pH (vastavalt keskkonnastandarditele G48 ja A923). Enne mõõtmiste tegemist kastetakse proov uuritavasse lahusesse 1 tunniks, et saavutada peaaegu püsiseisund. Tahkelahuse, kuumvormitud ja külmvaltsitud proovide puhul viidi impedantsi mõõtmised läbi avatud ahela potentsiaalidel (OPC) vastavalt 0,39, 0,33 ja 0,25 V, sagedusvahemikus 1·105 kuni 0,1 Hz amplituudiga 5 mV. Kõiki keemilisi katseid korrati samades tingimustes vähemalt 3 korda, et tagada andmete reprodutseeritavus.
HE-SXRD mõõtmiste jaoks mõõdeti Kanadas CLS-is asuva Brockhouse'i suure energiaga viggleri kiire faasikoostise kvantifitseerimiseks ristkülikukujulisi dupleksterasest plokke mõõtmetega 1 × 1 × 1,5 mm3. Andmete kogumine viidi läbi Debye-Scherreri geomeetrias või transmissioongeomeetrias toatemperatuuril. LaB6 kalibraatoriga kalibreeritud röntgenkiirguse lainepikkus on 0,212561 Å, mis vastab 58 keV-le, mis on palju kõrgem kui tavaliselt laboris röntgenkiirguse allikana kasutataval Cu Kα-l (8 keV). Proov asus detektorist 740 mm kaugusel. Iga proovi tuvastusruumala on 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, mis määratakse kiire suuruse ja proovi paksuse järgi. Kõik andmed koguti Perkin Elmeri pindaladetektoriga, lameekraanröntgendetektoriga, 200 µm pikslitega, 40 × 40 cm2, säriaja 0,3 s ja 120 kaadriga.
Kahe valitud mudelsüsteemi X-PEEM mõõtmised viidi läbi Beamline MAXPEEM PEEM lõppjaamas MAX IV laboris (Lund, Rootsi). Proovid valmistati ette samamoodi nagu elektrokeemiliste mõõtmiste jaoks. Ettevalmistatud proove hoiti mitu päeva õhus ja degaseeriti ülikõrges vaakumkambris enne sünkrotronfootonitega kiiritamist. Kiirejoone energiaresolutsioon saadi ioonsaagise spektri mõõtmise teel ergastuspiirkonnas N1s kuni 1\(\pi _g^ \ast\) hv = 401 eV lähedal N2-s, footoni energia sõltuvusega E3/2, 57-st. Lähendusspektrid andsid ΔE (spektrijoone laius) umbes 0,3 eV mõõdetud energiavahemikus. Seetõttu hinnati kiirejoone energiaresolutsiooniks E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja vooguks ≈1012 ph/s, kasutades modifitseeritud SX-700 monokromaatorit Si 1200-joonelise mm−1 võrega Fe 2p L2,3 serva, Cr 2p L2,3 serva, Ni 2p L2,3 serva ja Ce M4,5 serva jaoks. Seetõttu hinnati kiirejoone energiaresolutsiooniks E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja vooguks ≈1012 ph/s, kasutades modifitseeritud SX-700 monokromaatorit Si 1200-joonelise mm−1 võrega Fe 2p L2,3 serva, Cr 2p L2,3 serva, Ni 2p L2,3 serva ja Ce M4,5 serva jaoks. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/0101 и ℉1012 использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, 2pром2, 3 кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Seega hinnati kiirekanali energiaresolutsiooniks E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja voogu ≈1012 f/s, kasutades modifitseeritud SX-700 monokromaatorit Si-võrega 1200 joont/mm Fe serva 2p L2,3, Cr serva 2p L2,3, Ni serva 2p L2,3 ja Ce serva M4,5 jaoks.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，通蜿ii 1200 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 M 边缘、缘和 2p, L2e、Ni 2p, 5边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 木 丿 PH/S ，带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 缁 缁 L2.3 边缘老2iCr3迁、C. 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Seega, kui kasutatakse modifitseeritud SX-700 monokromaatorit 1200-realise Si-võrega. 3, Cr-serv 2p L2.3, Ni-serv 2p L2.3 ja Ce-serv M4.5.Skannige footoni energiat 0,2 eV sammuga. Iga energia juures salvestati PEEM-kujutised kiudühendusega TVIPS F-216 CMOS-detektoriga, millel oli 2 x 2 lahtrit ja mis annab eraldusvõime 1024 x 1024 pikslit 20 µm vaateväljas. Kujutiste säritusaeg oli 0,2 sekundit, keskmiselt 16 kaadrit. Fotoelektroni kujutise energia valiti nii, et see tagaks maksimaalse sekundaarse elektronsignaali. Kõik mõõtmised viidi läbi normaalse langemise korral, kasutades lineaarselt polariseeritud footonkiirt. Lisateavet mõõtmiste kohta leiate varasemast uuringust. Pärast elektronide kogusaagise (TEY) tuvastusrežiimi ja selle rakenduse uurimist X-PEEM49-s hinnatakse selle meetodi katsesügavuseks Cr-signaali puhul umbes 4-5 nm ja Fe puhul umbes 6 nm. Cr-sügavus on väga lähedal oksiidkile paksusele (~4 nm)60,61, samas kui Fe-sügavus on suurem kui paksus. FeL serval kogutud XRD on segu raudoksiidide ja maatriksi Fe0 XRD-st. Esimesel juhul pärineb kiiratud elektronide intensiivsus kõikidelt võimalikelt elektronide tüüpidelt, mis panustavad TEY-sse. Puhas rauasignaal nõuab aga elektronide läbimiseks oksiidikihist pinnale ja analüsaatori poolt kogumiseks suuremat kineetilist energiat. Sel juhul on Fe0 signaal peamiselt tingitud LVV Augeri elektronidest, samuti nende poolt kiiratud sekundaarsetest elektronidest. Lisaks väheneb nende elektronide poolt tekitatud TEY intensiivsus elektronide põgenemisteel, vähendades veelgi Fe0 spektraalkarakteristikut raua XAS-kaardil.
Andmekaevandamise integreerimine andmekuubi (X-PEEM-andmed) on oluline samm asjakohase teabe (keemiliste või füüsikaliste omaduste) hankimisel mitmemõõtmelises lähenemisviisis. K-keskmiste klasterdamist kasutatakse laialdaselt mitmes valdkonnas, sealhulgas masinnägemises, pilditöötluses, järelevalveta mustrituvastuses, tehisintellektis ja klassifitseerivas analüüsis. Näiteks on K-keskmiste klasterdamine hästi toiminud hüperspektraalsete pildiandmete klasterdamisel. Põhimõtteliselt saab K-keskmiste algoritm mitme tunnusega andmeid hõlpsalt rühmitada nende omaduste (footonienergia omaduste) teabe põhjal. K-keskmiste klasterdamine on iteratiivne algoritm andmete jagamiseks K mittekattuvaks rühmaks (klastriks), kus iga piksel kuulub teatud klastrisse, sõltuvalt terase mikrostruktuurilise koostise keemilise mittehomogeensuse ruumilisest jaotusest. K-keskmiste algoritm hõlmab kahte etappi: esimeses etapis arvutatakse K tsentroidi ja teises etapis määratakse igale punktile klaster koos naabertsentroididega. Klastri raskuskese on defineeritud kui selle klastri andmepunktide (XAS-spektri) aritmeetiline keskmine. Naaberkeskmete eukleidilise vahekaugusena määratlemiseks on erinevaid kaugusi. Sisendpildi px,y (kus x ja y on eraldusvõime pikslites) puhul on CK klastri raskuskese; selle pildi saab seejärel segmenteerida (klastritesse koondada) K klastriks, kasutades K-keskmisi63. K-keskmiste klasterdamisalgoritmi viimased sammud on järgmised:
2. samm. Arvutage kõigi pikslite kuuluvus vastavalt praegusele tsentroidile. Näiteks arvutatakse see keskpunkti ja iga piksli vahelise eukleidilise kauguse d põhjal:
3. samm Määrake igale pikslile lähim tsentroid. Seejärel arvutage K tsentroidi positsioonid uuesti järgmiselt:
4. samm. Korrake protsessi (võrrandid (7) ja (8)), kuni tsentroidid koonduvad. Lõplikud klasterdamise kvaliteedi tulemused on tugevas korrelatsioonis parimate algsete tsentroidide valikuga. Terasepiltide PEEM-andmestruktuuri puhul on X (x × y × λ) tavaliselt 3D-massiiviandmete kuup, samas kui x- ja y-teljed esindavad ruumilist teavet (pikslite eraldusvõimet) ja λ-telg vastab footonienergia spektraalpildile. K-keskmiste algoritmi kasutatakse X-PEEM-andmete huvipakkuvate piirkondade uurimiseks, eraldades piksleid (klastreid või alamplokke) vastavalt nende spektraalsetele omadustele ja ekstraheerides iga analüüdi jaoks parimad tsentroidid (XAS-spektriprofiilid). Seda kasutatakse ruumilise jaotuse, lokaalsete spektraalsete muutuste, oksüdatsioonikäitumise ja keemiliste olekute uurimiseks. Näiteks kasutati K-keskmiste klasterdamise algoritmi kuumtöödeldud ja külmvaltsitud X-PEEM-i Fe L-serva ja Cr L-serva piirkondade jaoks. Optimaalsete klastrite ja tsentroidide leidmiseks testiti erinevat arvu K klastrit (mikrostruktuuri piirkondi). Nende arvude kuvamisel määratakse pikslid vastavatele klastri tsentroididele. Iga värvijaotus vastab klastri keskpunktile, näidates keemiliste või füüsikaliste objektide ruumilist paigutust. Ekstraheeritud tsentroidid on puhaste spektrite lineaarsed kombinatsioonid.
Selle uuringu tulemusi toetavad andmed on vastavalt WC autorilt mõistliku taotluse korral kättesaadavad.
Sieurin, H. ja Sandström, R. Keevitatud dupleks-roostevaba terase purunemiskindlus. Sieurin, H. ja Sandström, R. Keevitatud dupleks-roostevaba terase purunemiskindlus. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. ja Sandström, R. Keevitatud dupleks-roostevaba terase purunemiskindlus. 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. ja Sandström, R. Keevitatud dupleks-roostevabade teraste purunemiskindlus.Britannia. Murdosa. karusnahk. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH ja Van Der Merwe, J. Dupleks-roostevabade teraste korrosioonikindlus valitud orgaanilistes hapetes ja orgaaniliste hapete/kloriidide keskkondades. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH ja Van Der Merwe, J. Dupleks-roostevabade teraste korrosioonikindlus valitud orgaanilistes hapetes ja orgaaniliste hapete/kloriidide keskkondades.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. ja Van Der Merwe, J. Dupleks-roostevabade teraste korrosioonikindlus keskkondades, kus leidub mõningaid orgaanilisi happeid ja orgaanilisi happeid/kloriide. 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/氯化物环墐耭煚 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相roostevaba teras在选定的organic酸和organic酸/klooritud keskkond.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. ja Van Der Merwe, J. Dupleks-roostevabade teraste korrosioonikindlus valitud orgaaniliste hapete ja orgaaniliste hapete/kloriidide keskkondades.säilitusaine. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. jt. Fe-Al-Mn-C duplekssulamite korrosiooni-oksüdatiivne käitumine. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Uue põlvkonna superdupleksterased gaasi- ja naftatootmise seadmete jaoks. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Uue põlvkonna superdupleksterased gaasi- ja naftatootmise seadmete jaoks.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Uue põlvkonna superdupleksterased nafta- ja gaasitootmisseadmetele.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Uue põlvkonna superdupleksterased gaasi- ja naftatootmisseadmetele. Veebiseminar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Dupleks-roostevaba terase klassi 2507 kuumdeformatsioonikäitumise uurimine. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Dupleks-roostevaba terase klassi 2507 kuumdeformatsioonikäitumise uurimine. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall2507. Kingklang, S. ja Uthaisangsuk, V. 2507 tüüpi dupleks-roostevaba terase kuumdeformatsioonikäitumise uuring. Metall. Kingklang, S. ja 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. ja Utaisansuk, V. 2507 tüüpi dupleks-roostevaba terase kuumdeformatsioonikäitumise uurimine. Metall.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. jt. Kontrollitud külmvaltsimise mõju tseeriummodifitseeritud superdupleks-SAF 2507 roostevaba terase mikrostruktuurile ja mehaanilistele omadustele. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. jt. Tseeriumiga modifitseeritud superdupleks-SAF 2507 roostevaba terase termilise deformatsiooni poolt indutseeritud struktuurilised ja mehaanilised omadused. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. ja Zheng, K. Haruldaste muldmetallide mõju austeniitse terase oksüdatsioonikäitumisele kõrgel temperatuuril. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. ja Zheng, K. Haruldaste muldmetallide mõju austeniitse terase oksüdatsioonikäitumisele kõrgel temperatuuril.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. ja Zheng K. Haruldaste muldmetallide mõju austeniitse terase käitumisele kõrgel temperatuuril oksüdeerumisel. 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. ja Zheng K. Haruldaste muldmetallide mõju austeniitse terase käitumisele kõrgel temperatuuril oksüdeerumisel.Koros. Teadus. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ja Sun, S. Ce mõju 27Cr-3.8Mo-2Ni üliferiitsete roostevabade teraste mikrostruktuurile ja omadustele. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ja Sun, S. Ce mõju 27Cr-3.8Mo-2Ni üliferiitsete roostevabade teraste mikrostruktuurile ja omadustele.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. ja Sun S. Se mõju superferiitsete roostevabade teraste 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktuurile ja omadustele. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的倧能的对 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ja Sun, S. Ce mõju 27Cr-3.8Mo-2Ni superterase roostevaba terase mikrostruktuurile ja omadustele. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ja Sun, S. Ce mõju superferiitse roostevaba terase 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktuurile ja omadustele.Raudmärk. Steelmak 47, 67–76 (2020).