Täname, et külastasite veebisaiti Nature.com.Teie kasutataval brauseri versioonil on piiratud CSS-i tugi.Parima kasutuskogemuse saamiseks soovitame kasutada uuendatud brauserit (või keelata Internet Exploreris ühilduvusrežiim).Seni renderdame saidi jätkuva toe tagamiseks ilma stiilide ja JavaScriptita.
Laialdaselt kasutatav roostevaba teras ja selle sepistatud versioonid on tänu kroomoksiidist koosnevale passiveerimiskihile välistingimustes korrosioonikindlad.Terase korrosiooni ja erosiooni seostatakse traditsiooniliselt nende kihtide hävimisega, kuid harva mikroskoopilisel tasemel, sõltuvalt pinna ebahomogeensuse päritolust.Selles töös domineerib spektroskoopilise mikroskoopia ja kemomeetrilise analüüsiga tuvastatud nanomõõtmeline pinna keemiline heterogeensus ootamatult külmvaltsitud tseeriumiga modifitseeritud superdupleksse roostevaba terase 2507 (SDSS) lagunemisel ja korrosioonil selle kuuma deformatsiooni käitumise ajal.teine ​​pool.Kuigi röntgenfotoelektronmikroskoopia näitas loodusliku Cr2O3 kihi suhteliselt ühtlast katvust, näitas külmvaltsitud SDSS halbu passivatsioonitulemusi Fe3+ rikaste nanosaarte lokaalse jaotuse tõttu Fe/Cr oksiidikihil.Need teadmised aatomitasandil annavad sügava arusaamise roostevaba terase korrosioonist ja eeldatavasti aitavad võidelda sarnaste kõrglegeeritud metallide korrosiooniga.
Alates roostevaba terase leiutamisest on ferrokroomi sulamite korrosioonikindlus omistatud kroomile, mis moodustab tugeva oksiidi/oksühüdroksiidi, millel on enamikus keskkondades passiveeriv käitumine.Võrreldes tavaliste (austeniitsete ja ferriitsete) roostevabade terastega, on parema korrosioonikindlusega superdupleksroostevabadel terastel (SDSS) paremad mehaanilised omadused1,2,3.Suurenenud mehaaniline tugevus võimaldab kergemaid ja kompaktsemaid konstruktsioone.Seevastu ökonoomsel SDSS-il on kõrge vastupidavus punktide ja pragude korrosioonile, mille tulemuseks on pikem kasutusiga ja laiemad rakendused saastetõrjes, keemiakonteinerites ning avamere nafta- ja gaasitööstuses4.Kuid kuumtöötluse temperatuuride kitsas vahemik ja halb vormitavus takistavad selle laialdast praktilist kasutamist.Seetõttu on SDSS-i ülaltoodud omaduste parandamiseks muudetud.Näiteks 2507 SDSS (Ce-2507) võeti kasutusele Ce modifikatsioon ja N 6, 7, 8 suured lisandid.Haruldaste muldmetallide elemendi (Ce) sobiv kontsentratsioon 0,08 massiprotsenti avaldab soodsat mõju DSS-i mehaanilistele omadustele, kuna see parandab tera rafineeritust ja tera piiride tugevust.Täiustatud on ka kulumis- ja korrosioonikindlust, tõmbe- ja voolavuspiiri ning kuumtöödeldavust9.Suured kogused lämmastikku võivad asendada kallist niklisisaldust, muutes SDSS-i kuluefektiivsemaks10.
Hiljuti on SDSS-i plastiliselt deformeeritud erinevatel temperatuuridel (madal temperatuur, külm ja kuum), et saavutada suurepärased mehaanilised omadused6,7,8.SDSS-i suurepärane korrosioonikindlus on aga tingitud õhukese oksiidkile olemasolust pinnal, mida mõjutavad mitmed tegurid, näiteks paljude erinevate terapiiridega faaside olemasolu, soovimatud sademed ja erinevad reaktsioonid.deformeerub erinevate austeniit- ja ferriitfaaside sisemine ebahomogeenne mikrostruktuur 7 .Seetõttu on selliste kilede mikrodomeeni omaduste uurimine elektroonilise struktuuri tasemel SDSS-i korrosiooni mõistmiseks ülioluline ja nõuab keerulisi katsemeetodeid.Seni eristavad pinnatundlikud meetodid, nagu Augeri elektronspektroskoopia11 ja röntgenfotoelektronspektroskoopia12,13,14,15, aga ka kõva röntgenkiirgusega fotoelektronide fotoelektronide süsteem, kuid sageli ei suuda need eraldada sama elemendi keemilisi olekuid erinevates ruumipunktides nanoskaalal.Mitmed hiljutised uuringud on seostanud kroomi lokaalset oksüdatsiooni 17 austeniitse roostevaba terase, 18 martensiitse roostevaba terase ja SDSS 19, 20 täheldatud korrosioonikäitumisega. Need uuringud on aga keskendunud peamiselt Cr heterogeensuse (nt Cr3+ oksüdatsiooniaste) mõjule korrosioonikindlusele.Elementide oksüdatsiooniastmete külgsuunalist heterogeensust võivad põhjustada samade koostisosade elementidega erinevad ühendid, näiteks raudoksiidid.Need ühendid pärivad üksteisega tihedalt külgneva termomehaaniliselt töödeldud väikese suuruse, kuid erinevad koostise ja oksüdatsiooniastme poolest16, 21.Seetõttu nõuab oksiidkilede hävimise paljastamine ja seejärel aukude eemaldamine pinna ebahomogeensuse mõistmist mikroskoopilisel tasemel.Nendest nõuetest hoolimata on kvantitatiivsed hinnangud, nagu külgmise oksüdatsiooni heterogeensus, eriti raua nano-/aatomiskaalal, endiselt puudulikud ja nende olulisust korrosioonikindluse seisukohalt ei ole veel uuritud.Kuni viimase ajani kirjeldati erinevate elementide, nagu Fe ja Ca, keemilist olekut teraseproovidel, kasutades nanomõõtmelistes sünkrotronkiirguse rajatistes pehmet röntgenfotoelektronmikroskoopiat (X-PEEM).Koos keemiliselt tundliku röntgenikiirguse absorptsioonspektroskoopia (XAS) tehnikatega võimaldab X-PEEM XAS-i mõõtmist kõrge ruumilise ja spektraalse eraldusvõimega, pakkudes keemilist teavet elemendi koostise ja selle keemilise oleku kohta ruumilise eraldusvõimega kuni nanomeetri skaalani 23 .See initsiatsioonikoha spektroskoopiline vaatlus mikroskoobi all hõlbustab kohalikke keemilisi katseid ja võib ruumiliselt näidata varem uurimata keemilisi muutusi Fe kihis.
See uuring laiendab PEEM-i eeliseid keemiliste erinevuste tuvastamisel nanoskaalal ja esitab põhjaliku aatomitaseme pinnaanalüüsi meetodi Ce-2507 korrosioonikäitumise mõistmiseks.See kasutab K-keskmiste klastri kemomeetrilisi andmeid24, et kaardistada kaasatud elementide globaalne keemiline koostis (heterogeensus) koos nende keemilise olekuga, mis on esitatud statistilises esituses.Erinevalt tavapärasest kroomoksiidkile lagunemisest põhjustatud korrosioonist on praegune halb passivatsioon ja halb korrosioonikindlus tingitud Fe/Cr oksiidikihi lähedal paiknevatest Fe3+ rikastest nanosaartest, mis võib olla kaitsva oksiidi rünnak.See moodustab kohale kile ja põhjustab korrosiooni.
Deformeeritud SDSS 2507 söövitavat käitumist hinnati esmalt elektrokeemiliste mõõtmiste abil.Joonisel fig.Joonisel 1 on näidatud Nyquisti ja Bode kõverad valitud proovide jaoks happelistes (pH = 1) FeCl3 vesilahustes toatemperatuuril.Valitud elektrolüüt toimib tugeva oksüdeeriva ainena, iseloomustades passiveerimiskile kalduvust laguneda.Kuigi materjal ei läbinud stabiilset toatemperatuuri täppi, andsid need analüüsid ülevaate võimalikest riketest ja korrosioonijärgsetest protsessidest.Elektrokeemilise impedantsi spektroskoopia (EIS) spektrite sobitamiseks kasutati ekvivalentset ahelat (joonis 1d) ja vastavad sobitustulemused on toodud tabelis 1. Lahusega töödeldud ja kuumtöödeldud proovide testimisel ilmnesid mittetäielikud poolringid, samas kui vastavad kokkusurutud poolringid külmvaltsiti (joonis 1b).EIS-spektris võib poolringi raadiust pidada polarisatsioonitakistuseks (Rp)25,26.Lahusega töödeldud SDSS-i Rp tabelis 1 on 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 märkimisväärne vähenemine näitab plastilise deformatsiooni kahjulikku mõju passivatsioonile ja korrosioonikindlusele, nagu on näidatud eelmistes aruannetes 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode impedantsi ja faasidiagrammid ning samaväärne vooluahela 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-i mõõtmised viidi läbi tühivoolupotentsiaalil.
Esimest järku konstandid on näidatud Bode diagrammil ja kõrgsageduslik platoo tähistab elektrolüüdi takistust RS26.Kui sagedus väheneb, suureneb impedants 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 mahtuvuslikust dispersioonist tingitud mitteideaalset mahtuvuslikku käitumist.Seega kasutatakse QCPE konstantse faasi elementi (CPE) liidese mahtuvuse jaotuse esindamiseks, mis on tuletatud pinna karedusest või ebahomogeensusest, eriti aatomi skaala, fraktaalgeomeetria, elektroodide poorsuse, ebaühtlase potentsiaali ja pinnast sõltuva voolujaotuse osas.Elektroodi geomeetria31,32.CPE impedants:
kus j on imaginaararv ja ω on nurksagedus.QCPE on sagedusest sõltumatu konstant, mis on võrdeline elektrolüüdi aktiivse avatud alaga.n on dimensioonita võimsusarv, mis kirjeldab kõrvalekallet kondensaatori ideaalsest mahtuvuslikust käitumisest, st mida lähemal on n 1-le, seda lähemal on CPE puhtale mahtuvusele ja kui n on nullilähedane, on see takistus.Väike n-i kõrvalekalle, mis on lähedane 1-le, näitab pinna mitteideaalset mahtuvuslikku käitumist pärast polarisatsiooni testimist.Külmvaltsitud SDSS-i QCPE on palju kõrgem kui sarnastel toodetel, mis tähendab, et pinna kvaliteet on vähem ühtlane.
Kooskõlas enamiku roostevaba terase korrosioonikindluse omadustega annab SDSS-i suhteliselt kõrge Cr-sisaldus üldiselt SDSS-i parema korrosioonikindluse, kuna pinnal on passiivne kaitsev oksiidkile17.See passiveeriv kile on tavaliselt rikas Cr3+ oksiidide ja/või hüdroksiidide poolest, integreerides peamiselt Fe2+, Fe3+ oksiide ja/või (oksü)hüdroksiide 33 .Vaatamata samale pinna ühtlusele, passiveerivale oksiidikihile ja nähtavate kahjustuste puudumisele pinnal, nagu on kindlaks tehtud mikroskoopiliste kujutistega6,7, on kuumtöödeldud ja külmvaltsitud SDSS-i korrosioonikäitumine erinev ja nõuab seetõttu terase deformatsiooni mikrostruktuuri ja struktuuriomaduste põhjalikku uurimist.
Deformeerunud roostevaba terase mikrostruktuuri uuriti kvantitatiivselt, kasutades sisemisi ja sünkrotronseid suure energiaga röntgenikiirgusid (täiendavad joonised 1, 2).Üksikasjalik analüüs on esitatud täiendavas teabes.Kuigi need vastavad suures osas põhifaasi tüübile, leitakse erinevusi faasimahu fraktsioonides, mis on loetletud täiendavas tabelis 1. Neid erinevusi võib seostada mittehomogeensete faasifraktsioonidega pinnal, aga ka erinevatel sügavustel teostatud mahuliste faasifraktsioonidega.tuvastamine röntgendifraktsiooniga.(XRD) erinevate langevate footonite energiaallikatega.Suhteliselt suurem austeniidi osakaal külmvaltsitud proovides, mis on määratud laboratoorsest allikast saadud XRD abil, näitab paremat passiivsust ja seejärel paremat korrosioonikindlust35, samas kui täpsemad ja statistilised tulemused näitavad faasiproportsioonide vastupidiseid suundumusi.Lisaks sõltub terase korrosioonikindlus ka termomehaanilise töötlemise käigus tekkiva tera rafineerituse astmest, tera suuruse vähenemisest, mikrodeformatsioonide suurenemisest ja dislokatsioonitihedusest36,37,38.Kuumtöödeldud katsekehadel on teralisem iseloom, mis viitab mikronisuurustele teradele, samas kui külmvaltsitud proovides (täiendav joonis 3) täheldatud siledad rõngad näitavad varasemas töös tera olulist rafineerimist nanomõõtmeni, mis peaks kaasa aitama kile passiveerumisele.korrosioonikindluse teke ja suurendamine.Suurem dislokatsioonitihedus on tavaliselt seotud väiksema vastupanuga täppide tekkele, mis sobib hästi elektrokeemiliste mõõtmistega.
X-PEEM-i abil on süstemaatiliselt uuritud elementaarelementide mikrodomeenide keemiliste olekute muutusi.Vaatamata legeerivate elementide rohkusele valiti siin Cr, Fe, Ni ja Ce39, kuna Cr on passivatsioonikile moodustamise võtmeelement, Fe on terase põhielement ja Ni suurendab passiveerimist ja tasakaalustab ferriit-austeniitse faasi struktuuri ja Ce modifitseerimise eesmärki.Sünkrotronkiirguse energiat reguleerides kaeti RAS pinnalt Cr (serv L2.3), Fe (serv L2.3), Ni (serv L2.3) ja Ce (serv M4.5) põhiomadustega.kuumvormimine ja külmvaltsimine Ce-2507 SDSS.Asjakohane andmete analüüs viidi läbi energiakalibreerimise lisamisega avaldatud andmetele (nt XAS 40, 41 Fe L2-l, 3 serva).
Joonisel fig.Joonisel 2 on kujutatud kuumtöödeldud (joonis 2a) ja külmvaltsitud (joonis 2d) Ce-2507 SDSS ja vastavate Cr ja Fe L2,3 XAS-i servade X-PEEM kujutised eraldi märgitud kohtades.XAS-i L2,3 serv uurib hõivamata 3d olekuid pärast elektronide fotoergastust spin-orbiidi lõhenemistasemetel 2p3/2 (L3 serv) ja 2p1/2 (L2 serv).Teave Cr valentsusoleku kohta saadi XAS-ist joonisel 2b, e. servas L2,3.Võrdlus kohtunikega.42,43 näitas, et L3 serva lähedal täheldati nelja piiki, nimega A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) ja D (582,2 eV), peegeldades oktaeedrilist Cr3+, mis vastab Cr2O3 ioonile.Eksperimentaalsed spektrid ühtivad paneelidel b ja e näidatud teoreetiliste arvutustega, mis on saadud Cr L2.3 liidese kristallivälja mitmekordsetest arvutustest, kasutades kristallivälja 2,0 eV44.Nii kuumtöödeldud kui ka külmvaltsitud SDSS pinnad on kaetud suhteliselt ühtlase Cr2O3 kihiga.
termiliselt deformeeritud SDSS X-PEEM termopilt, mis vastab b Cr L2.3 servale ja c Fe L2.3 servale, d X-PEEM termopilt külmvaltsitud SDSS-st, mis vastab e Cr L2.3 servale ja f Fe L2 .3 servale ( f).XAS-spektrid joonistatakse erinevatesse ruumilistesse kohtadesse, mis on märgitud termopiltidele (a, d), oranžid punktiirjooned punktides (b) ja (e) tähistavad Cr3+ simuleeritud XAS-spektreid kristallivälja väärtusega 2,0 eV.X-PEEM-piltide puhul kasutage kujutise loetavuse parandamiseks termopaletti, kus värvid sinisest punaseni on võrdelised röntgenikiirguse neeldumise intensiivsusega (madalast kõrgeni).
Sõltumata nende metalliliste elementide keemilisest keskkonnast jäi mõlema proovi Ni ja Ce legeerivate elementide keemiline olek muutumatuks.Lisajoonis.Joonistel 5-9 on näidatud X-PEEM kujutised ja vastavad XAS-spektrid Ni ja Ce jaoks kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide pinnal erinevates kohtades.Ni XAS näitab Ni2+ oksüdatsiooniastet kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide kogu mõõdetud pinnal (täiendav arutelu).Tuleb märkida, et kuumtöödeldud proovide puhul Ce XAS signaali ei täheldatud, külmvaltsitud proovide puhul aga Ce3+ spektrit.Ce-laikude vaatlus külmvaltsitud proovides näitas, et Ce esineb peamiselt sademete kujul.
Termiliselt deformeeritud SDSS-is ei täheldatud XAS-i Fe L2,3 serva lokaalset struktuurimuutust (joonis 2c).Kuid Fe-maatriks muudab mikropiirkondlikult oma keemilist olekut külmvaltsitud SDSS-i seitsmes juhuslikult valitud punktis, nagu on näidatud joonisel 2f.Lisaks sellele, et saada täpne ettekujutus Fe oleku muutustest joonisel 2f valitud kohtades, viidi läbi lokaalsed pinnauuringud (joonis 3 ja lisajoonis 10), mille käigus valiti välja väiksemad ringikujulised piirkonnad.α-Fe2O3 süsteemide Fe L2,3 serva ja Fe2+ oktaeedriliste oksiidide XAS spektrid modelleeriti mitme kristallivälja arvutustega, kasutades kristallivälju 1,0 (Fe2+) ja 1,0 (Fe3+)44. Märgime, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 on erineva lokaalse sümmeetriaga45,46, Fe3O4-l on kombinatsioon Fe2+ ja Fe3+,47 ja FeO45 formaalselt kahevalentse Fe2+ oksiidina (3d6). Märgime, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 on erineva lokaalse sümmeetriaga45,46, Fe3O4-l on kombinatsioon Fe2+ ja Fe3+,47 ja FeO45 formaalselt kahevalentse Fe2+ oksiidina (3d6).Pange tähele, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 on erineva lokaalse sümmeetriaga45,46, Fe3O4 ühendab nii Fe2+ kui Fe3+,47 ja FeO45 formaalselt kahevalentse oksiidi Fe2+ (3d6) kujul.Pange tähele, et α-Fe2O3 ja γ-Fe2O3 on erineva lokaalse sümmeetriaga45,46, Fe3O4-l on Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioon,47 ja FeO45 toimib formaalse kahevalentse Fe2+ oksiidina (3d6).Kõikidel Fe3+ ioonidel α-Fe2O3-s on ainult Oh positsioonid, samas kui γ-Fe2O3 on tavaliselt esindatud Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]nt O4 spinelliga, kus on vabad kohad nt positsioonidel.Seetõttu on γ-Fe2O3 Fe3+ ioonidel nii Td kui ka Oh positsioonid.Nagu eelmises artiklis mainitud,45 kuigi nende kahe intensiivsuse suhe on erinev, on nende intensiivsuse suhe eg/t2g ≈1, samas kui antud juhul on vaadeldud intensiivsuse suhe eg/t2g umbes 1. See välistab võimaluse, et praeguses olukorras on ainult Fe3+.Arvestades Fe3O4 juhtumit nii Fe2+ kui ka Fe3+ puhul, näitab esimene tunnus, millel on teadaolevalt Fe nõrgem (tugevam) L3 serv, väiksemat (suuremat) hõivamata olekut t2g.See kehtib Fe2+ (Fe3+) kohta, mis näitab, et tõusu esimene tunnus viitab Fe2+47 sisalduse suurenemisele.Need tulemused näitavad, et komposiitide külmvaltspinnal domineerib Fe2+ ja γ-Fe2O3, α-Fe2O3 ja/või Fe3O4 kooseksisteerimine.
XAS-spektrite (a, c) ja (b, d) suurendatud fotoelektronide termopildi kujutised, mis ületavad Fe L2,3 serva erinevates ruumilistes positsioonides valitud piirkondades 2 ja E joonistel fig.2d.
Saadud katseandmed (joonis 4a ja täiendav joonis 11) kantakse graafikule ja võrreldakse puhaste ühendite 40, 41, 48 andmetega. Kolm erinevat tüüpi katseliselt vaadeldud Fe L-serva XAS spektreid (XAS-1, XAS-2 ja XAS-3: joonis 4a).Täpsemalt, spektrit 2-a (tähistatud kui XAS-1) joonisel 3b, millele järgnes spekter 2-b (tähisega XAS-2), täheldati kogu tuvastamispiirkonna ulatuses, samas kui spektreid nagu E-3 täheldati joonisel 3d (tähisega XAS-3) täheldati kindlates kohtades.Reeglina kasutati uuritavas valimis olemasolevate valentsseisundite tuvastamiseks nelja parameetrit: (1) spektraalkarakteristikud L3 ja L2, (2) karakteristikute L3 ja L2 energiapositsioonid, (3) energiaerinevus L3-L2., ( 4) L2/L3 intensiivsuse suhe.Visuaalsete vaatluste kohaselt (joonis 4a) on uuritaval SDSS-i pinnal kõik kolm Fe komponenti, nimelt Fe0, Fe2+ ja Fe3+.Arvutatud intensiivsuse suhe L2/L3 näitas ka kõigi kolme komponendi olemasolu.
Fe simuleeritud XAS-spektrid kolme erineva katseandmetega (pidevad jooned XAS-1, XAS-2 ja XAS-3 vastavad 2-a, 2-b ja E-3 joonistel 2 ja 3) Võrdlus, oktaeedrid Fe2+, Fe3+ kristallivälja väärtustega 1,0 eV, XASd, vastavad mõõtmisandmed eV ja 1ASX. -2, XAS-3) ja vastavad optimeeritud LCF andmed (ühtlane 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 kombinatsiooni sobivust (LCF).LCF rakendati kolme valitud Fe L-serva XAS spektri jaoks, mis näitasid suurimat kontrastsust, nimelt XAS-1, XAS-2 ja XAS-3, nagu on näidatud joonistel 4b–d.LCF-liitmike puhul võeti kõigil juhtudel arvesse 10% Fe0, kuna kõigis andmetes täheldasime väikest äärikust, ja ka seetõttu, et metallist raud on terase põhikomponent. Tõepoolest, Fe (~ 6 nm) 49 X-PEEM katsesügavus on suurem kui hinnanguline oksüdatsioonikihi paksus (veidi> 4 nm), mis võimaldab tuvastada signaali passiveerimiskihi all olevast raudmaatriksist (Fe0). Tõepoolest, Fe (~ 6 nm) 49 X-PEEM katsesügavus on suurem kui hinnanguline oksüdatsioonikihi paksus (veidi> 4 nm), mis võimaldab tuvastada signaali passiveerimiskihi all olevast raudmaatriksist (Fe0). Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (не4моления) 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 signaali passiveerimiskihi all olevast raudmaatriksist (Fe0).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> 杵拵弉弉老 4 nm）化层下方的铁基体（Fe0）的信号.事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚 度 略 略＋ 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 巋 信叏 信号 信叏信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина омлгаемая толщина омон4 оконсиня что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Tegelikult on Fe (~ 6 nm) 49 tuvastamise sügavus X-PEEM abil suurem kui oksiidikihi eeldatav paksus (veidi> 4 nm), mis võimaldab tuvastada signaali passiveerimiskihi all olevast raudmaatriksist (Fe0). .Viidi läbi erinevaid Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioone, et leida vaadeldud katseandmetele parim võimalik lahendus.Joonisel fig.4b näitab Fe2+ ja Fe3+ kombinatsiooni XAS-1 spektrit, kus Fe2+ ja Fe3+ proportsioonid olid ligikaudu 45% sarnased, mis näitab Fe segatud oksüdatsiooni olekuid.Kui XAS-2 spektri puhul muutub Fe2+ ja Fe3+ protsent vastavalt ~30% ja 60%.Fe2+ ​​on väiksem kui Fe3+.Fe2+ ​​ja Fe3 suhe, mis on võrdne 1:2, tähendab, et Fe3O4 võib moodustuda Fe ioonide vahel samas vahekorras.Lisaks muutub XAS-3 spektri puhul Fe2+ ja Fe3+ protsent ~10% ja 80%, mis näitab Fe2+ suuremat muundumist Fe3+-ks.Nagu eespool mainitud, võib Fe3+ pärineda α-Fe2O3-st, γ-Fe2O3-st või Fe3O4-st.Et mõista kõige tõenäolisemat Fe3+ allikat, joonistati XAS-3 spekter joonisel 4e erinevate Fe3+ standarditega, mis näitab B-piigi arvestamisel sarnasust mõlema standardiga.Kuid õlapiikide intensiivsus (A: alates Fe2+) ja B/A intensiivsuse suhe näitavad, et XAS-3 spekter on lähedane, kuid ei lange kokku γ-Fe2O3 spektriga.Võrreldes γ-Fe2O3 massiga on A SDSS Fe 2p XAS piigi intensiivsus veidi suurem (joonis 4e), mis näitab Fe2+ suuremat intensiivsust.Kuigi XAS-3 spekter on sarnane γ-Fe2O3 omaga, kus Fe3+ esineb Oh ja Td positsioonides, jääb erinevate valentsolekute tuvastamine ja koordineerimine ainult piki L2,3 serva või L2/L3 intensiivsuse suhet jätkuvalt käimasolevate uuringute objektiks.arutelu lõppspektrit mõjutavate erinevate tegurite keerukuse tõttu41.
Lisaks ülalkirjeldatud valitud huvipakkuvate piirkondade keemilise oleku spektraalsetele erinevustele hinnati ka võtmeelementide Cr ja Fe globaalset keemilist heterogeensust, klassifitseerides kõik proovi pinnalt saadud XAS-spektrid, kasutades K-keskmiste klasterdamismeetodit.Cr L servaprofiilid moodustavad joonistel fig.5. On selge, et lokaalseid struktuurimuutusi ei tajuta sarnasena, kuna XAS Cr spektri kaks tsentroid on võrreldavad.Need kahe klastri spektraalsed kujud on peaaegu identsed Cr2O342-le vastavatega, mis tähendab, et Cr2O3 kihid on SDSS-is suhteliselt ühtlaselt paigutatud.
Cr L K-tähendab servapiirkonna klastreid ja b on vastavad XAS-i tsentroidid.Külmvaltsitud SDSS-i K-keskmiste X-PEEM-i võrdluse tulemused: c K-keskmiste klastrite Cr L2.3 servapiirkond ja d vastavad XAS-i tsentroidid.
Keerulisemate FeL servakaartide illustreerimiseks kasutati kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide jaoks vastavalt nelja ja viit optimeeritud klastrit ja nendega seotud tsentroidid (spektriprofiilid).Seetõttu saab Fe2+ ja Fe3+ protsendi (%) saada, sobitades joonisel 4 näidatud LCF.Pinna oksiidkile mikrokeemilise ebahomogeensuse paljastamiseks kasutati pseudoelektroodi potentsiaali Epseudo funktsioonina Fe0.Epseudo on ligikaudselt hinnatud segamisreegli järgi,
kus \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) võrdub \(\rm{Fe} + 2e^ – \ kuni \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), vastavalt 0,440 ja 0,036 V.Väiksema potentsiaaliga piirkondades on Fe3+ ühendi sisaldus suurem.Termiliselt deformeeritud proovide potentsiaalijaotus on kihilise iseloomuga, mille maksimaalne muutus on umbes 0,119 V (joonis 6a, b).See potentsiaalne jaotus on tihedalt seotud pinna topograafiaga (joonis 6a).Muid positsioonist sõltuvaid muutusi aluseks olevas laminaarses sisemuses ei täheldatud (joonis 6b).Vastupidi, erineva Fe2+ ja Fe3+ sisaldusega oksiidide ühendamisel külmvaltsitud SDSS-s võib täheldada pseudopotentsiaali ebaühtlast olemust (joonis 6c, d).Fe3+ oksiidid ja/või (oksü)hüdroksiidid on terase rooste põhikoostisosad ning hapnikku ja vett läbilaskvad50.Sel juhul loetakse Fe3+ rikkad saared lokaalselt levinud ja neid võib pidada korrodeerunud aladeks.Samal ajal saab aktiivsete korrosioonikohtade lokaliseerimise indikaatorina kasutada pigem potentsiaalivälja gradienti kui potentsiaali absoluutväärtust.Selline Fe2+ ja Fe3+ ebaühtlane jaotumine külmvaltsitud SDSS-i pinnal võib muuta kohalikku keemiat ja pakkuda oksiidkile lagunemise ja korrosioonireaktsioonide ajal praktilisemat aktiivset pinda, võimaldades alusmetalli maatriksil jätkata korrodeerumist, mille tulemuseks on sisemine heterogeensus.omadused ja vähendavad passiveeriva kihi kaitseomadusi.
K-keskmised klastrid ja vastavad XAS-i tsentroidid külmvaltsitud SDSS-i kuumdeformeeritud X-PEEM ac ja df Fe L2.3 servapiirkonnas.a, d K-tähendab X-PEEM-piltidele katvaid kobardiagramme.Arvutatud pseudoelektroodi potentsiaal (Epseudo) on mainitud koos K-keskmiste kobardiagrammiga.X-PEEM kujutise heledus, nagu ka joonisel 2 kujutatud värv, on võrdeline röntgenikiirguse neeldumise intensiivsusega.
Suhteliselt ühtlane Cr, kuid Fe erinev keemiline olek põhjustab kuumtöödeldud ja külmvaltsitud Ce-2507 oksiidkile erinevaid kahjustusi ja korrosioonimustreid.Seda külmvaltsitud Ce-2507 omadust on hästi uuritud.Seoses Fe oksiidide ja hüdroksiidide moodustumisega välisõhus selles peaaegu neutraalses töös on reaktsioonid järgmised:
Ülaltoodud reaktsioonid esinevad X-PEEM analüüsil põhinevate järgmiste stsenaariumide korral.Väike õlg, mis vastab Fe0-le, on seotud selle all oleva metallilise rauaga.Metallilise Fe reaktsioonil keskkonnaga tekib Fe(OH)2 kiht (võrrand (5)), mis suurendab Fe2+ signaali Fe L-serva XAS-is.Pikaajaline kokkupuude õhuga võib pärast Fe(OH)252,53 põhjustada Fe3O4 ja/või Fe2O3 oksiidide moodustumist.Cr3+-rikkas kaitsekihis võivad tekkida ka Fe kaks stabiilset 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 vaatlemine mitmes kohas näitas täielikku konversiooni γ-Fe2O3-ks.Kuna voldimata röntgenikiirte läbitungimissügavus on umbes 50 nm, põhjustab alumisest kihist pärit signaal A-piigi suurema intensiivsuse.
XPA spekter näitab, et oksiidkile Fe komponendil on kihiline struktuur koos Cr-oksiidi kihiga.Erinevalt Cr2O3 lokaalsest ebahomogeensusest korrosiooni ajal esinevatest passiveerumise tunnustest, on vaatamata ühtlasele Cr2O3 kihile antud töö puhul täheldatud madalat korrosioonikindlust, eriti külmvaltsitud katsekehade puhul.Täheldatud käitumist võib mõista ülemise kihi (Fe) keemilise oksüdatsiooni oleku heterogeensusena, mis mõjutab korrosioonivõimet.Tänu ülemise kihi (raudoksiid) ja alumise kihi (kroomoksiid)52,53 samale stöhhiomeetriale viib nende parem interaktsioon (adhesioon) võres metalli- või hapnikuioonide aeglasele transpordile, mis omakorda toob kaasa korrosioonikindluse suurenemise.Seetõttu on järsutele stöhhiomeetrilistele muutustele eelistatav pidev stöhhiomeetriline suhe, st üks Fe oksüdatsiooniaste.Kuumadeformeerunud SDSS-l on ühtlasem pind, tihedam kaitsekiht ja parem korrosioonikindlus.Külmvaltsitud SDSS-i puhul rikub Fe3+-rikaste saarte olemasolu kaitsekihi all pinna terviklikkust ja põhjustab lähedalasuva substraadiga galvaanilist korrosiooni, mis viib Rp järsu languseni (tabel 1).EIS-i spekter ja selle korrosioonikindlus vähenevad.Näha on, et Fe3+ rikaste saarte lokaalne jaotus plastilise deformatsiooni tõttu mõjutab peamiselt korrosioonikindlust, mis on antud töös läbimurre.Seega esitab see uuring spektroskoopilisi mikroskoopilisi pilte plastilise deformatsiooni meetodil uuritud SDSS-proovide korrosioonikindluse vähenemisest.
Lisaks, kuigi haruldaste muldmetallide legeerimine kahefaasilistes terastes näitab paremat jõudlust, jääb selle lisandi elemendi koostoime individuaalse terasmaatriksiga korrosioonikäitumise seisukohalt spektroskoopilise mikroskoopia järgi tabamatuks.Ce-signaalide ilmumine (XAS-i M-servade kaudu) ilmneb külmvaltsimise ajal vaid mõnes kohas, kuid kaob SDSS-i kuumadeformatsiooni ajal, mis näitab Ce kohalikku sadestumist terasmaatriksis, mitte homogeenset legeerimist.Kuigi haruldaste muldmetallide elementide olemasolu ei paranda märkimisväärselt SDSS6, 7 mehaanilisi omadusi, vähendab inklusioonide suurust ja arvatakse, et see pärsib esialgses piirkonnas aukude tekkimist54.
Kokkuvõtteks võib öelda, et see töö avalikustab pinna heterogeensuse mõju tseeriumiga modifitseeritud 2507 SDSS korrosioonile, kvantifitseerides nanomõõtmeliste komponentide keemilise sisalduse.Vastame küsimusele, miks roostevaba teras korrodeerub isegi kaitsva oksiidikihi all, kvantifitseerides selle mikrostruktuuri, pinnakeemia ja signaalitöötluse K-keskmiste klastrite abil.On kindlaks tehtud, et Fe3+ rikkad saared, sealhulgas nende oktaeedriline ja tetraeedriline koordinatsioon kogu Fe2+/Fe3+ segus, on külmvaltsitud oksiidkile SDSS kahjustuste ja korrosiooni allikaks.Nanosaared, kus domineerib Fe3+, põhjustavad kehva korrosioonikindluse isegi piisava stöhhiomeetrilise Cr2O3 passiveeriva kihi juuresolekul.Lisaks metodoloogilistele edusammudele nanomõõtmelise keemilise heterogeensuse korrosioonile avalduva mõju määramisel, eeldatakse, et käimasolev töö inspireerib inseneriprotsesse, et parandada roostevaba terase korrosioonikindlust terase valmistamise ajal.
Selles uuringus kasutatud Ce-2507 SDSS valuploki valmistamiseks sulatati sulaterase tootmiseks 150 kg keskmise sagedusega induktsioonahjus segakompositsioon, mis sisaldas Fe-Ce põhisulamit, mis oli suletud puhta rauast toruga, ja valati vormi.Mõõdetud keemilised koostised (massiprotsentides) on loetletud täiendavas tabelis 2. Valuplokid sepistatakse kõigepealt kuumalt plokkideks.Seejärel lõõmutati seda 1050 °C juures 60 minutit, et saada teras tahke lahuse olekus, ja seejärel jahutati vees toatemperatuurini.Uuritud proove uuriti üksikasjalikult, kasutades TEM-i ja DOE-d, et uurida faase, tera suurust ja morfoloogiat.Täpsemat teavet näidiste ja tootmisprotsessi kohta leiate teistest allikatest6,7.
Kuumpressimiseks mõeldud silindrilised proovid (φ10 mm×15 mm) töödeldi nii, et silindri telg oleks paralleelne ploki deformatsioonisuunaga.Kõrgtemperatuuriline kokkusurumine viidi läbi erinevatel temperatuuridel vahemikus 1000-1150 °C, kasutades Gleeble-3800 termosimulaatorit konstantse deformatsioonikiirusega vahemikus 0,01-10 s-1.Enne deformatsiooni kuumutati proove valitud temperatuuril 2 minutit kiirusega 10 °C s-1, et kõrvaldada temperatuurigradient.Pärast temperatuuri ühtluse saavutamist deformeeriti proov tegeliku deformatsiooni väärtuseni 0, 7.Pärast deformatsiooni kustutati proovid kohe veega, et säilitada deformeerunud struktuur.Seejärel lõigatakse kõvastunud proov surumissuunaga paralleelselt.Selle konkreetse uuringu jaoks valisime proovi, mille kuuma deformatsiooni seisund oli 1050 ° C, 10 s-1, kuna täheldatud mikrokõvadus oli kõrgem kui teistel proovidel7.
Massiivseid (80 × 10 × 17 mm3) Ce-2507 tahke lahuse proove kasutati LG-300 kolmefaasilises asünkroonses kaherullilises veskis, millel on kõigi muude deformatsioonitasemete hulgas parimad mehaanilised omadused6.Iga tee deformatsioonikiirus ja paksuse vähenemine on vastavalt 0,2 m·s-1 ja 5%.
SDSS elektrokeemilisteks mõõtmisteks kasutati Autolabi PGSTAT128N elektrokeemilist tööjaama pärast külmvaltsimist 90% paksuse vähenemiseni (1,0 ekvivalentne tegelik deformatsioon) ja pärast kuumpressimist 1050 °C juures 10 s-1 tegeliku deformatsioonini 0,7.Tööjaamas on kolme elektroodiga element, mille võrdluselektroodiks on küllastunud kalomelelektrood, grafiidist vastuelektroodiks ja tööelektroodiks SDSS-proov.Proovid lõigati 11,3 mm läbimõõduga silindriteks, mille külgedele joodeti vasktraadid.Seejärel kinnitati proovid epoksiidiga, jättes tööelektroodiks 1 cm2 avatud tööala (silindrilise proovi alumine külg).Olge ettevaatlik epoksiidi kõvenemisel ning sellele järgneval lihvimisel ja poleerimisel, et vältida pragunemist.Tööpinnad lihviti ja poleeriti teemantpoleerimissuspensiooniga, mille osakeste suurus oli 1 μm, pesti destilleeritud vee ja etanooliga ning kuivatati külmas õhus.Enne elektrokeemilisi mõõtmisi hoiti poleeritud proove mitu päeva õhu käes, et moodustada looduslik oksiidkile.Roostevaba terase korrosiooni kiirendamiseks kasutatakse FeCl3 vesilahust (6,0 massiprotsenti), mis on stabiliseeritud pH = 1,0 ± 0,01-ni HCl-ga vastavalt ASTM-i soovitustele,55 kuna see on söövitav tugeva oksüdatsioonivõimega ja madala pH-tasemega kloriidioonide juuresolekul. Keskkonnastandardid G48 ja A9.Enne mõõtmiste tegemist sukeldage proov 1 tunniks uuritavasse lahusesse, et saavutada peaaegu püsiv seisund.Tahkelahuse, kuumvormitud ja külmvaltsitud proovide puhul viidi impedantsi mõõtmised läbi avatud vooluahela potentsiaalidel (OPC) vastavalt 0,39, 0,33 ja 0,25 V sagedusvahemikus 1 105 kuni 0,1 Hz amplituudiga 5 mV.Andmete reprodutseeritavuse tagamiseks korrati kõiki keemilisi katseid vähemalt 3 korda samadel tingimustel.
HE-SXRD mõõtmiseks mõõdeti ristkülikukujulisi dupleksterasplokke mõõtmetega 1 × 1 × 1, 5 mm3, et kvantifitseerida Brockhouse'i suure energiaga viguri tala faasi koostis CLS-is, Kanadas56.Andmete kogumine viidi läbi Debye-Scherreri geomeetrias või ülekandegeomeetrias toatemperatuuril.LaB6 kalibraatoriga kalibreeritud röntgenikiirguse lainepikkus on 0,212561 Å, mis vastab 58 keV-le, mis on palju suurem kui tavaliselt laboratoorse röntgenikiirguse allikana kasutatava Cu Ka (8 keV) lainepikkus.Proov asus detektorist 740 mm kaugusel.Iga proovi tuvastusmaht on 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, mis määratakse kiire suuruse ja proovi paksuse järgi.Kõik andmed koguti Perkin Elmeri aladetektori, lameekraaniga röntgendetektori, 200 µm pikslite, 40 × 40 cm2 abil, kasutades säriaega 0,3 s ja 120 kaadrit.
Kahe valitud mudelisüsteemi 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 ülikõrge vaakumkambris enne kiiritamist sünkrotronfootonitega.Kiirjoone energialahutusvõime saadi ioonide saagise spektri mõõtmisel ergastuspiirkonnas vahemikus N 1 s kuni 1\(\pi _g^ \ast\) hv = 401 eV lähedal N2-s koos footoni energia sõltuvusega E3/2 , 57. Ligikaudne spekter andis energia ΔE (spektraalne mõõdetud joon) ΔE. ulatus. Seetõttu hinnati Beamline'i energia eraldusvõimeks E/∆E = 700 eV/0,3 eV> 2000 ja voog ≈1012 pH/s, kasutades modifitseeritud SX-700 monokromaatorit Si 1200-line MM-1 ristiga FE 2P L2,3 Edge, NI 2P L2,3 serva, ja nas. Seetõttu hinnati Beamline'i energia eraldusvõimeks E/∆E = 700 eV/0,3 eV> 2000 ja voogu ≈1012 pH/s, kasutades modifitseeritud SX-700 monokromaatorit Si 1200-line MM-1 ristiga FE 2P L2.3 Edge, CR 2P L2.3 Edge, NI 2P L2.5 Edge jaoks. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/1012 ≤ 2000 льзовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p модифицированного монохроматора 4,5. Seega hinnati kiire kanali energiaresolutsiooniks E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja voogu ≈1012 f/s, kasutades modifitseeritud SX-700 monokromaatorit Si-võrega 1200 rida/mm Fe serva 2p L2 ,2p3, L.2p3, L.2p3, Cr. 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≈版1012 ph/s，通 20 ph/s，通mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 辌缂 M2,3 羌 瀁因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 在 並 2 ， PH/S ！ 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 用 用 用Fe 2p L2.3 輹缘、Cr 2p L2.3、猁 缒 嘒 聹羾 耹 2.3 Ce M4.5 边缘.Seega, kui kasutada modifitseeritud SX-700 monokromaatorit 1200 rea Si-restiga.3, Cr serv 2p L2.3, Ni serv 2p L2.3 ja Ce serv M4.5.Skaneerige footoni energiat 0,2 eV sammuga.Iga energia korral salvestati PEEM-kujutised, kasutades TVIPS F-216 fiibersidestatud CMOS-detektorit, millel on 2 x 2 salve, mis tagab 20 µm vaateväljas eraldusvõime 1024 × 1024 pikslit.Piltide säriaeg oli 0,2 s, keskmiselt 16 kaadrit.Fotoelektroni kujutise energia valitakse selliselt, et see annaks maksimaalse sekundaarse elektronsignaali.Kõik mõõtmised viidi läbi normaalse esinemissagedusega, kasutades lineaarselt polariseeritud footonkiirt.Lisateavet mõõtmiste kohta leiate eelmisest uuringust.Pärast kogu elektronide saagise (TEY) tuvastamisrežiimi uurimist ja selle rakendamist X-PEEM49-s on selle meetodi katsesügavus Cr-signaali puhul hinnanguliselt umbes 4–5 nm ja Fe puhul umbes 6 nm.Cr sügavus on väga lähedane oksiidkile paksusele (~ 4 nm) 60, 61, samas kui Fe sügavus on paksusest suurem.Fe L servale kogutud XRD on raudoksiidide XRD ja maatriksi Fe0 segu.Esimesel juhul pärineb emiteeritud elektronide intensiivsus kõigist võimalikest elektronide tüüpidest, mis aitavad kaasa TEY-le.Puhta raua signaal nõuab aga suuremat kineetilist energiat, et elektronid läbiksid oksiidikihi pinnale ja analüsaatori poolt kogutaks.Sel juhul on Fe0 signaal tingitud peamiselt LVV Augeri elektronidest, aga ka nende poolt emiteeritud sekundaarsetest elektronidest.Lisaks väheneb nende elektronide kaasatud TEY intensiivsus elektronide põgenemistee ajal, vähendades veelgi Fe0 spektraalset vastust raua XAS-i kaardil.
Andmekaeve integreerimine andmekuubikusse (X-PEEM-andmed) on oluline samm asjakohase teabe (keemiliste või füüsikaliste omaduste) hankimisel mitmemõõtmelise lähenemisviisi korral.K-keskmiste klasterdamist kasutatakse laialdaselt mitmes valdkonnas, sealhulgas masinnägemises, pilditöötluses, järelevalveta mustrituvastuses, tehisintellektis ja klassifikatsioonianalüüsis.Näiteks on K-keskmiste klasterdamine hästi toiminud hüperspektraalsete kujutiste andmete rühmitamisel.Põhimõtteliselt saab K-keskmiste algoritmi mitme funktsiooniga andmete puhul need hõlpsasti rühmitada nende atribuutide (footonienergia omadused) teabe põhjal.K-keskmiste klasterdamine on iteratiivne algoritm andmete jagamiseks K mittekattuvateks rühmadeks (klastriteks), kus iga piksel kuulub kindlasse klastrisse sõltuvalt keemilise ebahomogeensuse ruumilisest jaotusest terase mikrostruktuurilises koostises.K-keskmiste algoritm sisaldab kahte etappi: esimeses etapis arvutatakse K tsentroidid ja teises etapis määratakse igale punktile klaster koos naabertsentroididega.Klastri raskuskese on määratletud selle klastri andmepunktide (XAS-spektri) aritmeetilise keskmisena.Naabertsentroidide defineerimiseks eukleidilise kaugusena on erinevaid vahemaid.Sisendkujutise jaoks px,y (kus x ja y on eraldusvõime pikslites) on CK klastri raskuskese;seda pilti saab seejärel segmenteerida (klastrida) K-klastriteks, kasutades K-means63.K-keskmiste klasterdamisalgoritmi viimased sammud on järgmised:
Samm 2. Arvutage kõigi pikslite kuuluvus praeguse tsentroidi järgi.Näiteks arvutatakse see keskpunkti ja iga piksli vahelise eukleidilise kauguse d põhjal:
3. samm Määrake iga piksel lähimale tsentroidile.Seejärel arvutage K-keskpunkti asukohad ümber järgmiselt:
Etapp 4. Korrake protsessi (võrrandid (7) ja (8)), kuni tsentroidid lähenevad.Lõplikud klastrite kvaliteeditulemused on tugevas korrelatsioonis esialgsete tsentroidide parima valikuga.Terasest kujutiste PEEM-andmestruktuuri jaoks on tavaliselt X (x × y × λ) 3D-massiivi andmete kuup, samas kui x- ja y-teljed tähistavad ruumiteavet (pikslite eraldusvõime) ja λ-telg vastab footonile.energia spektraalpilt.K-keskmise algoritmi kasutatakse X-PEEM-i andmetes huvipakkuvate piirkondade uurimiseks, eraldades pikslid (klastrid või alamplokid) vastavalt nende spektriomadustele ja eraldades iga analüüdi jaoks parimad tsentroidid (XAS-i spektraalprofiilid).klaster).Seda kasutatakse ruumilise jaotuse, lokaalsete spektraalmuutuste, oksüdatsioonikäitumise ja keemiliste olekute uurimiseks.Näiteks K-keskmiste klastrite algoritmi kasutati Fe L-serva ja Cr L-serva piirkondade jaoks kuumtöödeldud ja külmvaltsitud X-PEEM-is.Optimaalsete klastrite ja tsentroidide leidmiseks testiti erinevat arvu K-klastreid (mikrostruktuuri piirkondi).Kui need numbrid kuvatakse, määratakse pikslid ümber vastavatele klastri tsentroididele.Iga värvijaotus vastab klastri keskpunktile, näidates keemiliste või füüsiliste objektide ruumilist paigutust.Ekstraheeritud tsentroidid on puhaste spektrite lineaarsed kombinatsioonid.
Selle uuringu tulemusi toetavad andmed on kättesaadavad vastava WC autori mõistliku taotluse korral.
Sieurin, H. & Sandström, R. Keevitatud dupleksroostevaba terase purunemiskindlus. Sieurin, H. & Sandström, R. Keevitatud dupleksroostevaba terase purunemiskindlus. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Keevitatud dupleksroostevaba 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. & Sandström, R. Keevitatud dupleksroostevaba terase purunemiskindlus.Britannia.Murdosa.karusnahk.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Roostevaba dupleksteraste korrosioonikindlus valitud orgaanilistes hapetes ja orgaaniliste hapete/kloriidi keskkondades. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Roostevaba dupleksteraste korrosioonikindlus valitud orgaanilistes hapetes ja orgaaniliste hapete/kloriidi keskkondades.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.ja Van Der Merwe, J. Roostevaba dupleksteraste korrosioonikindlus keskkonnas, kus on mõned orgaanilised happed ja orgaanilised happed/kloriidid. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH ja 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, orgaaniline keskkond, orgaaniline keskkond/klooritud keskkond.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.ja Van Der Merwe, J. Roostevaba dupleksteraste korrosioonikindlus valitud orgaaniliste hapete ja orgaaniliste hapete/kloriidide keskkondades.säilitusaine.Materjalide meetodid 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Fe-Al-Mn-C duplekssulamite korrosiooni-oksüdatiivne käitumine.Materjalid 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Uue põlvkonna superdupleksterased seadmete gaasi- ja õlitootmiseks. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Uue põlvkonna superdupleksterased seadmete gaasi- ja õlitootmiseks.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. Dupleksse roostevaba terase klassi 2507 kuumdeformatsioonikäitumise uurimine. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Dupleksse roostevaba terase klassi 2507 kuumdeformatsioonikäitumise uurimine. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall2507. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Tüüp 2507 dupleksse roostevaba terase kuumdeformatsiooni käitumise uuring.Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究.Kingklang, S. ja Utaisansuk, V. Tüüp 2507 dupleksse roostevaba terase kuumdeformatsiooni käitumise uurimine.Metallist.alma mater.transs.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Kontrollitud külmvaltsimise mõju tseeriumiga modifitseeritud superdupleksse SAF 2507 roostevaba terase mikrostruktuurile ja mehaanilistele omadustele.alma mater.teadus.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Tseeriumiga modifitseeritud superdupleksse SAF 2507 roostevaba terase termilise deformatsiooni põhjustatud struktuursed ja mehaanilised omadused.J. Alma mater.mahuti.tehnoloogia.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Haruldaste muldmetallide elementide mõju austeniitse terase kõrge temperatuuri oksüdatsioonikäitumisele. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Haruldaste muldmetallide elementide mõju austeniitse terase kõrge temperatuuri oksüdatsioonikäitumisele.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. ja Zheng K. Haruldaste muldmetallide elementide mõju austeniitse terase käitumisele kõrgel temperatuuril oksüdatsioonil. 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 elementide mõju austeniitsete teraste käitumisele kõrgel temperatuuril oksüdatsioonil.koros.teadus.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce mõju 27Cr-3,8Mo-2Ni superferriitsete roostevabade teraste mikrostruktuurile ja omadustele. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce mõju 27Cr-3,8Mo-2Ni superferriitsete roostevabade teraste mikrostruktuurile ja omadustele.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. ja Sun S. Se mõju superferriitsete 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. & Sun, S. Ce mõju 27Cr-3.8Mo-2Ni superterasest roostevaba terase mikrostruktuurile ja omadustele. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce mõju superferriidse roostevaba terase 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktuurile ja omadustele.Raudne märk.Steelmak 47, 67–76 (2020).