Täname teid Nature.com-i külastamise eest. Teie brauseriversioon toetab piiratud CSS-i. Parima kogemuse saamiseks soovitame teil kasutada ajakohast brauserit (või keelata Internet Exploreris ühilduvusrežiimi). Lisaks kuvame saiti pideva toe tagamiseks ilma stiilide ja JavaScriptita.
Kuvab korraga kolmest slaidist koosneva karusselli. Kolme slaidi korraga läbimiseks kasutage nuppe Eelmine ja Järgmine või kolme slaidi korraga läbimiseks lõpus olevaid liuguri nuppe.
Laialdaselt kasutatav roostevaba teras ja selle sepistatud versioonid on ümbritseva keskkonna tingimustes korrosioonikindlad tänu kroomoksiidist koosnevale passiivkihile. Terase korrosioon ja erosioon on tavaliselt seotud nende kihtide hävimisega, kuid harva pinna ebaühtluste ilmnemisega, olenevalt mikroskoopilisest tasemest. Selles töös domineerib spektroskoopilise mikroskoopia ja kemomeetrilise analüüsi abil tuvastatud nanoskaala keemiline pinna heterogeensus ootamatult külmvaltsitud tseeriummodifitseeritud superdupleksroostevaba terase 2507 (SDSS) purunemise ja korrosiooni üle kuumdeformatsiooni ajal. Kuigi röntgenfotoelektronmikroskoopia näitas loodusliku Cr2O3 kihi suhteliselt ühtlast katvust, oli külmvaltsitud SDSS-i passiivimisvõime halb Fe3+-rikaste nanosaarte lokaalse jaotumise tõttu Fe/Cr-oksiidi kihil. See aatomiskaala teadmine annab sügava arusaama roostevaba terase korrosioonist ja eeldatavasti aitab võidelda sarnaste kõrglegeeritud metallide korrosiooni vastu.
Alates roostevaba terase leiutamisest on ferrokroomi korrosioonivastaseid omadusi omistatud kroomile, mis moodustab tugevaid oksiide/oksühüdroksiide ja omab enamikus keskkondades passiivivat käitumist. Võrreldes tavapäraste (austeniitsete ja feriitsete) roostevabade terastega 1, 2, 3 on superdupleks-roostevabadel terastel (SDSS) parem korrosioonikindlus ja suurepärased mehaanilised omadused. Suurem mehaaniline tugevus võimaldab kergemaid ja kompaktsemaid konstruktsioone. Seevastu ökonoomsel SDSS-il on kõrge vastupidavus punkt- ja pragukorrosioonile, mille tulemuseks on pikem kasutusiga, laiendades seeläbi selle rakendusala reostustõrjes, kemikaalimahutites ning avamere nafta- ja gaasitööstuses 4. Kitsas kuumtöötlustemperatuuride vahemik ja halb vormitavus takistavad aga nende laialdast praktilist rakendamist. Seetõttu on SDSS-i modifitseeritud, et parandada ülaltoodud jõudlust. Näiteks võeti Ce-modifikatsioon kasutusele SDSS 2507-s (Ce-2507) kõrge lämmastikusisaldusega 6,7,8. Haruldasel muldmetallil (Ce) sobivas kontsentratsioonis 0,08 massiprotsenti on kasulik mõju DSS-i mehaanilistele omadustele, kuna see parandab terade peenust ja terade piiri tugevust. Samuti paranevad kulumis- ja korrosioonikindlus, tõmbetugevus ja voolavuspiir ning kuumtöödeldavus9. Suur kogus lämmastikku saab asendada kallist niklit, muutes SDSS-i kulutõhusamaks10.
Hiljuti on SDSS-i plastiliselt deformeeritud erinevatel temperatuuridel (krüogeensed, külmad ja kuumad), et saavutada suurepärased mehaanilised omadused6,7,8. SDSS-i suurepärast korrosioonikindlust, mis on tingitud õhukese oksiidikile olemasolust pinnal, mõjutavad aga paljud tegurid, näiteks heterogeensus, mis on tingitud heterogeensete faaside olemasolust erinevate terapiiridega, soovimatud sademed ja austeniitsete ja ferriitsete faaside erinev deformatsioon7. Seetõttu on selliste kilede mikroskoopiliste domeeniomaduste uurimine kuni elektronstruktuuri tasemeni SDSS-i korrosiooni mõistmiseks ülioluline ja nõuab keerukaid eksperimentaalseid tehnikaid. Seni ei ole pinnatundlikud meetodid, nagu Augeri elektronspektroskoopia11 ja röntgenfotoelektronspektroskoopia12,13,14,15 ning kõva röntgenfotoemissioonmikroskoopia (HAX-PEEM)16, üldiselt suutnud tuvastada keemilisi erinevusi pinnakihtides. Sama elemendi keemilised olekud nanoskaala ruumi erinevates kohtades. Mitmed hiljutised uuringud on seostanud kroomi lokaliseeritud oksüdeerumist austeniitsete roostevabade teraste,17 martensiitsete teraste18 ja SDSS-i19,20 täheldatud korrosioonikäitumisega. Need uuringud on aga peamiselt keskendunud Cr-heterogeensuse (nt Cr3+ oksüdatsiooniastme) mõjule korrosioonikindlusele. Elementide oksüdatsiooniastmete lateraalset heterogeensust võivad põhjustada samade koostisosadega erinevad ühendid, näiteks raudoksiidid. Need ühendid, mis on termomehaanilise töötlemise tulemusena pärinud väikese suuruse, asuvad üksteisele lähedal, kuid erinevad koostise ja oksüdatsiooniastme poolest16,21. Seetõttu on oksiidkilede pragunemise ja sellele järgneva punktkorrosiooni tuvastamiseks vaja mõista pinna heterogeensust mikroskoopilisel tasandil. Vaatamata neile nõuetele puuduvad endiselt kvantitatiivsed hinnangud, näiteks oksüdatsiooni lateraalne heterogeensus, eriti Fe puhul nano- ja aatomitasandil, ning selle korrelatsioon korrosioonikindlusega on endiselt uurimata. Kuni viimase ajani iseloomustati teraseproovidel erinevate elementide, näiteks Fe ja Ca22, keemilist olekut kvantitatiivselt pehme röntgenfotoelektronmikroskoopia (X-PEEM) abil nanoskaala sünkrotronkiirguse laboratooriumides. Koos keemiliselt tundliku röntgenkiirguse neeldumisspektroskoopiaga (XAS) võimaldab X-PEEM teha XAS-mõõtmisi suure ruumilise ja spektraalse lahutusvõimega, pakkudes keemilist teavet elementide koostise ja nende keemilise oleku kohta ruumilise lahutusvõimega kuni 23 nanomeetri skaalal. See spektromikroskoopiline alguse jälgimine hõlbustab lokaalseid keemilisi vaatlusi ja suudab demonstreerida keemilisi muutusi rauakihi ruumis, mida pole varem uuritud.
See uuring laiendab PEEM-i eeliseid keemiliste erinevuste tuvastamisel nanoskaalas ja esitleb läbinägelikku aatomitaseme pinnaanalüüsi meetodit Ce-2507 korrosioonikäitumise mõistmiseks. See kasutab klastrite K-keskmiste24 kemomeetrilist lähenemisviisi, et kaardistada kaasatud elementide globaalset keemilist (hetero)homogeensust, mille keemilised olekud on esitatud statistiliselt. Erinevalt traditsioonilisest kroomoksiidi kile hävimisest alguse saanud korrosioonist omistatakse praegu vähem passivatsiooni ja madalamat korrosioonikindlust Fe/Cr oksiidikihi lähedal asuvatele lokaliseeritud Fe3+-rikastele nanosaartele, mis võivad olla kaitsvate omadustega. Oksiid hävitab punktiirkile ja põhjustab korrosiooni.
Deformeerunud SDSS 2507 korrosioonikäitumist hinnati esmalt elektrokeemiliste mõõtmiste abil. Joonisel fig. 1 on näidatud valitud proovide Nyquisti ja Bode kõverad happelises (pH = 1) FeCl3 vesilahuses toatemperatuuril. Valitud elektrolüüt toimib tugeva oksüdeerijana, iseloomustades passiivkile lagunemise kalduvust. Kuigi materjal ei läbinud toatemperatuuril stabiilset punktkorrosiooni, andis analüüs ülevaate võimalikest riketest ja järgnevast korrosioonist. Elektrokeemilise impedantsspektroskoopia (EIS) spektri sobitamiseks kasutati ekvivalentahelat (joonis 1d) ja vastavad sobitustulemused on toodud tabelis 1. Lahusega töödeldud ja kuumtöödeldud proovides esinevad mittetäielikud poolringid, külmvaltsitud proovides aga kokkusurutud poolringid (joonis 1b). EIS-spektroskoopias võib poolringi raadiust pidada polarisatsioonitakistuseks (Rp)25,26. Tabelis 1 on lahusega töödeldud raja Rp umbes 135 kΩ cm–2, kuid kuumtöödeldud ja külmvaltsitud raja väärtused on palju madalamad, vastavalt 34,7 ja 2,1 kΩ cm–2. See Rp oluline vähenemine näitab plastse deformatsiooni kahjulikku mõju passivatsioonile ja korrosioonikindlusele, nagu on näidatud varasemates aruannetes27,28,29,30.
a Nyquisti, b, c Bode impedantsi ja faasidiagrammid ning d vastavad ekvivalentvooluahela mudelid, kus RS on elektrolüüdi takistus, Rp on polarisatsioonitakistus ja QCPE on konstantse faasiga elemendi oksiid, mida kasutatakse mitteideaalse mahtuvuse (n) modelleerimiseks. EIS-mõõtmised tehakse avatud ahela potentsiaalil.
Samaaegsed konstandid on näidatud Bode'i graafikul, kus kõrgsagedusvahemikus on platoo, mis esindab elektrolüüdi takistust RS26. Sageduse vähenedes impedants suureneb ja leitakse negatiivne faasinurk, mis näitab mahtuvuse domineerimist. Faasinurk suureneb, säilitades maksimumi suhteliselt laias sagedusvahemikus ja seejärel väheneb (joonis 1c). Kõigil kolmel juhul on see maksimum siiski väiksem kui 90°, mis näitab mahtuvusliku dispersiooni tõttu mitteideaalset mahtuvuslikku käitumist. Seega kasutatakse QCPE konstantse faasielemendi (CPE) abil pindadevahelist mahtuvusjaotust, mis tuleneb pinna karedusest või mittehomogeensusest, eriti aatomi tasandil, fraktaalsest geomeetriast, elektroodi poorsusest, ebaühtlasest potentsiaalist ja elektroodide kuju geomeetriast31,32. CPE impedants:
kus j on imaginaarav ja ω on nurksagedus. QCPE on sagedusest sõltumatu konstant, mis on proportsionaalne elektrolüüdi efektiivse avatud pindalaga. n on dimensioonita võimsusarv, mis kirjeldab kondensaatori kõrvalekallet ideaalsest mahtuvusest, st mida lähemal on n väärtusele 1, seda lähemal on CPE puhtalt mahtuvuslikule, samas kui kui n on nullilähedane, on see takistuslik. Väikesed n kõrvalekalded, mis on lähedased 1-le, näitavad pinna mitteideaalset mahtuvuslikku käitumist pärast polarisatsiooniteste. Külmvaltsitud SDSS-i QCPE on oluliselt kõrgem kui selle analoogidel, mis tähendab, et pinna kvaliteet on vähem ühtlane.
Kooskõlas enamiku roostevabade teraste korrosioonikindlusomadustega tagab SDSS-i suhteliselt kõrge Cr-sisaldus üldiselt SDSS-i suurepärase korrosioonikindluse tänu pinnal olevale passiiveerivale kaitsvale oksiidkilele17. Sellised passiivkiled on tavaliselt rikkad Cr3+ oksiidide ja/või hüdroksiidide poolest, peamiselt kombinatsioonis Fe2+, Fe3+ oksiidide ja/või (oksü)hüdroksiididega33. Vaatamata samale pinna ühtlusele, passiiveerivale oksiidikihile ja mikroskoopiliste mõõtmiste kohaselt täheldatud pinnapragunemise puudumisele6,7 on kuumtöödeldud ja külmvaltsitud SDSS-i korrosioonikäitumine erinev, seega on terase deformatsiooni jaoks vajalik mikrostruktuuriliste omaduste põhjalik uurimine.
Deformeerunud roostevaba terase mikrostruktuuri uuriti kvantitatiivselt, kasutades sisemisi ja sünkrotronseid kõrgeenergia röntgenikiirgusid (lisajoonised 1, 2). Üksikasjalik analüüs on esitatud lisateabes. Kuigi põhifaasi tüübi osas on üldine konsensus, leiti erinevusi põhifaasifraktsioonides, mis on loetletud lisatabelis 1. Need erinevused võivad olla tingitud mittehomogeensetest faasifraktsioonidest pinnal ja mahus, mida mõjutavad erinevad röntgendifraktsiooni (XRD) detekteerimissügavused. ) langevate footonite erinevate energiaallikatega34. Külmvaltsitud proovide suhteliselt kõrge austeniidifraktsioon, mis on laboriallikast XRD abil määratud, näitab paremat passivatsiooni ja seejärel paremat korrosioonikindlust35, samas kui täpsemad ja statistilisemad tulemused viitavad faasifraktsioonide vastupidistele suundumustele. Lisaks sõltub terase korrosioonikindlus ka terade peenestamise astmest, tera suuruse vähenemisest, mikrodeformatsioonide suurenemisest ja dislokatsioonitihedusest, mis tekivad termomehaanilise töötlemise ajal36,37,38. Kuumtöödeldud proovid näitasid teralisemat olemust, mis viitab mikroni suurustele teradele, samas kui külmvaltsitud proovidel täheldatud siledad rõngad (lisajoonis 3) viitasid varasemates töödes toimunud olulisele terade peenendamisele nanosuuruseni. See peaks soodustama passiivkile moodustumist ja korrosioonikindluse suurenemist. Suurem dislokatsioonitihedus on tavaliselt seotud väiksema punktkorrosioonikindlusega, mis on elektrokeemiliste mõõtmistega hästi kooskõlas.
Põhielementide mikrodomeenide keemilise oleku muutusi uuriti süstemaatiliselt X-PEEM-i abil. Kuigi legeerelemente on rohkem, valiti siin Cr, Fe, Ni ja Ce39, kuna Cr on passiivkile moodustamise võtmeelement, Fe on terase peamine element ja Ni suurendab passivatsiooni ning tasakaalustab ferriit-austeniitset faasi. Ce eesmärk on struktuur ja modifitseerimine. Sünkrotronkiire energia häälestamise abil jäädvustas XAS pinnalt Cr (L2.3 serv), Fe (L2.3 serv), Ni (L2.3 serv) ja Ce (M4.5 serv) peamised omadused. -2507 SDSS. Sobiv andmeanalüüs viidi läbi, kaasates energiakalibreerimise avaldatud andmetega (nt XAS Fe L2-l, 3 ribi40,41).
Joonisel fig. 2 on näidatud kuumtöödeldud (joonis 2a) ja külmvaltsitud (joonis 2d) Ce-2507 SDSS ja vastavate XAS Cr ja Fe L2,3 servade X-PEEM-kujutised individuaalselt tähistatud positsioonidel. L2,3 XAS serv uurib elektronide hõivamata 3D-olekuid pärast fotoergastamist 2p3/2 (L3 serv) ja 2p1/2 (L2 serv) spinn-orbiidi jagunemistasanditel. Teave Cr valentsoleku kohta saadi joonisel 2b,d kujutatud L2,3 serva röntgendifraktsioonianalüüsist. Seosvõrdlus. 42, 43 näitas, et L3 serva lähedal täheldati nelja piiki A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) ja D (582,2 eV), mis peegeldavad oktaeedrilisi Cr3+ ioone, mis vastavad Cr2O3-le. Eksperimentaalsed spektrid on kooskõlas teoreetiliste arvutustega, nagu on näidatud paneelidel b ja e, mis on saadud mitme kristallvälja arvutuste abil Cr L2.3 liidesel, kasutades kristallvälja 2,0 eV44. Nii kuumtöödeldud kui ka külmvaltsitud SDSS-i pinnad on kaetud suhteliselt ühtlase Cr2O3 kihiga.
a Kuumvaltsitud X-PEEM SDSS-i termopilt, mis vastab servale b Cr L2.3 ja servale c Fe L2.3, d Külmvaltsitud SDSS-i X-PEEM termopilt, mis vastab küljele (e) servale e Cr L2.3 ja f Fe L2.3. Termopiltidel (a, d) oranžide punktiirjoontega (b) ja (e) tähistatud erinevates ruumilistes positsioonides joonistatud XAS-spektrid kujutavad Cr3+ simuleeritud XAS-spektreid kristallvälja väärtusega 2,0 eV. X-PEEM-piltide puhul kasutatakse pildi loetavuse parandamiseks termopaletti, kus sinisest punaseni ulatuvad värvid on proportsionaalsed röntgenkiirguse neeldumise intensiivsusega (madalamast kõrgeni).
Sõltumata nende metalliliste elementide keemilisest keskkonnast jäi Ni ja Ce legeerivate elementide lisandite keemiline olek mõlema proovi puhul samaks. Lisajoonis. Joonisel 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+ oksüdatsiooniastet kogu kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide mõõdetud pinnal (lisaarutelu). On tähelepanuväärne, et kuumtöödeldud proovide puhul Ce XAS-signaali ei täheldata, samas kui külmvaltsitud proovide Ce3+ spekter on ühes punktis täheldatav. Ce-laikude vaatlus külmvaltsitud proovides näitas, et Ce esineb peamiselt sademete kujul.
Termiliselt deformeeritud SDSS-is ei täheldatud Fe L2.3 serval XAS-is lokaalset struktuurimuutust (joonis 2c). Nagu aga näidatud joonisel 2f, muudab Fe maatriks külmvaltsitud SDSS-is mikroskoopiliselt oma keemilist olekut seitsmes juhuslikult valitud punktis. 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 multiplet-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+ kombinatsioonid47 ning FeO45 toimib formaalse kahevalentse Fe2+ oksiidina (3d6). Kõigil α-Fe2O3 Fe3+ ioonidel on ainult Oh positsioonid, samas kui γ-Fe2O3 väljendatakse tavaliselt kui Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinell, millel on vakantse eg positsioonidel. Seetõttu on γ-Fe2O3 Fe3+ ioonidel nii Td kui ka Oh positsioonid. Nagu eelmises töös mainitud, kuigi nende kahe intensiivsuse suhted on erinevad, on nende intensiivsuse suhe eg/t2g ≈1, samas kui antud juhul on vaadeldav intensiivsuse suhe eg/t2g umbes 1. See välistab võimaluse, et antud juhul on olemas ainult Fe3+. Arvestades Fe3O4 juhtumit Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioonidega, on teada, et nõrgem (tugev) esimene tunnus Fe L3 servas näitab väiksemat (suuremat) hõivamatust t2g olekus. See kehtib Fe2+ (Fe3+) kohta, mis näitab esimese märgi suurenemist, mis viitab Fe2+47 sisalduse suurenemisele. Need tulemused näitavad, et komposiitide külmvaltsitud pindadel domineerivad Fe2+ ja γ-Fe2O3, α-Fe2O3 ja/või Fe3O4.
Fe L2,3 serva (a, c) ja (b, d) XAS-spektrite suurendatud fotoemissioon-elektrontermilised kujutised valitud piirkondade 2 ja E erinevates ruumilistes positsioonides joonistel 2d.
Saadud eksperimentaalsed andmed (joonis 4a ja lisajoonis 11) joonistati graafikule ja võrreldi puhaste ühendite 40, 41, 48 andmetega. Põhimõtteliselt täheldati ruumiliselt erinevates kohtades kolme erinevat tüüpi eksperimentaalselt vaadeldud Fe L-serva XAS-spektreid (XAS-1, XAS-2 ja XAS-3: joonis 4a). Täpsemalt täheldati kogu huvipakkuvas piirkonnas joonisel 3b spektriga 2-a sarnast spektrit (tähistatud kui XAS-1), millele järgnes 2-b spekter (tähistatud kui XAS-2), samas kui teatud lokaliseeritud kohtades on täheldatud joonisel 3d spektriga E-3 sarnast spektrit (tähistatud kui XAS-3). Tavaliselt kasutatakse sondiproovis esinevate valentsseisundite tuvastamiseks nelja parameetrit: (1) L3 ja L2 spektraaltunnused, (2) L3 ja L2 tunnuste energiapositsioonid, (3) L3-L2 energia erinevus, (4) L2 intensiivsuse suhe /L3. Visuaalsete vaatluste kohaselt (joonis 4a) on uuritud SDSS-i pinnal kõik kolm Fe komponenti, nimelt Fe0, Fe2+ ja Fe3+. Arvutatud intensiivsussuhe L2/L3 näitas samuti kõigi kolme komponendi olemasolu.
a Kolme erineva eksperimentaalse andmestiku võrdlus (pidevad jooned XAS-1, XAS-2 ja XAS-3 vastavad joonisel 2 ja joonisel 3 olevatele 2-a, 2-b ja E-3-le) simuleeritud XAS-i võrdlusspektritega, oktaeedrid Fe2+, Fe3+, kristallvälja väärtused vastavalt 1,0 eV ja 1,5 eV, b–d Mõõdetud eksperimentaalsed andmed (XAS-1, XAS-2, XAS-3) ja vastavad optimeeritud LCF-andmed (pidev must joon) ning XAS-3 spektrite võrdlus Fe3O4 (Fe segaolek) ja Fe2O3 (puhas Fe3+) standarditega.
Raudoksiidi koostise kvantifitseerimiseks kasutati kolme standardi40,41,48 lineaarse kombinatsiooni (LCF) sobitust. 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-liitmike puhul arvestati kõigil juhtudel 10% Fe0-ga, kuna kõigis andmetes täheldati väikest äärt ja asjaolu, et raudmetall 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.Tegelikult tuvastab X-PEEM Fe (~6 nm)49 sügavamal kui oksiidikihi eeldatav paksus (veidi üle 4 nm), mis võimaldab tuvastada signaale passiivkihi all olevast raudmaatriksist (Fe0). Vaadeldud eksperimentaalsete andmete parima võimaliku lahenduse leidmiseks kasutati erinevaid Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioone. Joonisel 4b on näidatud Fe2+ ja Fe3+ kombinatsioon XAS-1 spektris, kus Fe2+ ja Fe3+ osakaalud on lähedased, umbes 45%, mis näitab Fe segatud oksüdatsiooniastet. XAS-2 spektri puhul on Fe2+ ja Fe3+ osakaal vastavalt ~30% ja 60%. Fe2+ sisaldus on madalam kui Fe3+ sisaldus. Fe2+ ja Fe3 suhe 1:2 tähendab, et Fe3O4 võib moodustuda sama Fe ioonide suhtega. Lisaks muutusid XAS-3 spektri puhul Fe2+ ja Fe3+ protsendid vastavalt ~10% ja 80% võrra, mis näitab Fe2+ suuremat muundumist Fe3+-ks. Nagu eespool mainitud, võib Fe3+ pärineda α-Fe2O3, γ-Fe2O3 või Fe3O4 allikast. Fe3+ kõige tõenäolisema allika mõistmiseks on joonisel 4e koos erinevate Fe3+ standarditega joonistatud XAS-3 spektrid, mis näitavad sarnasust kõigi kahe standardiga, kui arvestada piiki B. Õla intensiivsus (A: Fe2+-st) ja intensiivsuste suhe B/A näitavad aga, et XAS-3 spekter on lähedane, kuid mitte sama γ-Fe2O3 spektriga. Võrreldes γ-Fe2O3 puhvriga on A SDSS piigi Fe2p XAS intensiivsus veidi kõrgem (joonis 4e), mis näitab suuremat Fe2+ intensiivsust. Kuigi XAS-3 spekter sarnaneb γ-Fe2O3 omaga, kus Fe3+ esineb nii Oh- kui ka Td-positsioonides, on erinevate valentsseisundite ja koordinatsiooni tuvastamine ainult L2,3 serva või L2/L3 intensiivsuse suhte järgi endiselt probleemiks. See on korduv aruteluteema lõppspektris osalevate erinevate tegurite keerukuse tõttu41.
Lisaks eespool kirjeldatud huvipakkuvate piirkondade keemiliste olekute spektraalsele diskrimineerimisele hinnati võtmeelementide Cr ja Fe globaalset keemilist heterogeensust, klassifitseerides kõik proovi pinnalt saadud XAS-spektrid K-keskmiste klastrite meetodi abil. Servaprofiilid Cr L määrati nii, et moodustuksid kaks optimaalset klastrit, mis on ruumiliselt jaotunud joonistel 5 näidatud kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovides. On selge, et lokaalseid struktuurimuutusi ei täheldatud, kuna XAS Cr spektrite kaks tsentroidi on väga sarnased. Kahe klastri spektraalkujud on peaaegu identsed Cr2O342-le vastavatega, mis tähendab, et Cr2O3 kihid on SDSS-i ulatuses suhteliselt ühtlaselt jaotunud.
a) K-keskmiste L-serva Cr-piirkondade klaster, b) vastavad XAS-tsentroidid. Külmvaltsitud SDSS-i K-keskmiste X-PEEM-võrdluse tulemused: c) Cr L2,3 K-keskmiste servapiirkondade klaster ja d) vastavad XAS-tsentroidid.
Keerukama FeL servakaardi illustreerimiseks kasutatakse kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide jaoks vastavalt nelja ja viit optimeeritud klastrit ning nendega seotud tsentroide (spektraaljaotusi). Seega saab Fe2+ ja Fe3+ protsendi (%) saada joonisel 4 näidatud LCF-i korrigeerimise 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), mis on vastavalt 0,440 ja 0,036 V. Madalama potentsiaaliga piirkondades on suurem Fe3+ ühendite sisaldus. Termiliselt deformeeritud proovi potentsiaalijaotus on kihiline, maksimaalse muutusega umbes 0,119 V (joonis 6a, b). See potentsiaalijaotus on tihedalt seotud pinna topograafiaga (joonis 6a). Alumises lamellaarses sisemuses ei täheldatud muid asukohaga seotud muutusi (joonis 6b). Seevastu külmvaltsitud SDSS-i erinevate oksiidide kombinatsioonil erineva Fe2+ ja Fe3+ sisaldusega võib täheldada pseudopotentsiaali ebaühtlast olemust (joonis 6c, d). Fe3+ oksiidid ja/või (oksü)hüdroksiidid on terase korrosiooni peamised komponendid ning lasevad hapnikku ja vett läbi50. Sel juhul on näha, et Fe3+ rikkad saared on jaotunud lokaalselt ja neid võib pidada korrosioonipiirkondadeks. Sel juhul võib aktiivsete korrosioonipiirkondade lokaliseerimise indikaatoriks pidada potentsiaalivälja gradienti, mitte potentsiaali absoluutväärtust51. See Fe2+ ja Fe3+ ebaühtlane jaotus külmvaltsitud SDSS-i pinnal võib muuta lokaalseid keemilisi omadusi ja pakkuda oksiidikile pragunemise ja korrosioonireaktsioonide korral efektiivsemat pindala, võimaldades seeläbi alusmetalli maatriksi pidevat korrodeerumist, mille tulemuseks on sisemine ebaühtlus ja passiivkihi kaitseomaduste vähenemine.
Fe L2,3 servapiirkondade K-keskmised klastrid ja vastavad XAS-i tsentroidid a–c kuumtöödeldud X-PEEM-i ja d–f külmvaltsitud SDSS-i jaoks. a, d K-keskmiste klastrite graafik X-PEEM-i pildil. Hinnangulised pseudoelektroodide potentsiaalid (epseudo) on mainitud koos K-keskmiste klastrite diagrammidega. X-PEEM-i pildi heledus, näiteks joonisel 2 kujutatud värv, on otseselt proportsionaalne röntgenkiirguse neeldumise intensiivsusega.
Suhteliselt ühtlane Cr, kuid Fe erinev keemiline olek põhjustab kuum- ja külmvaltsitud Ce-2507 puhul oksiidkile pragunemise ja korrosioonimustrite erinevat päritolu. See külmvaltsitud Ce-2507 omadus on hästi teada. Seoses Fe oksiidide ja hüdroksiidide moodustumisega atmosfääriõhus on selles töös järgmised reaktsioonid neutraalsete reaktsioonidena suletud:
X-PEEM-i mõõtmise põhjal toimus ülaltoodud reaktsioon järgmistel juhtudel. Väike õlg, mis vastab Fe0-le, on seotud alusmetallilise rauaga. Metallilise Fe reaktsioon keskkonnaga viib Fe(OH)2 kihi moodustumiseni (võrrand (5)), mis võimendab Fe L-serva XAS-is Fe2+ signaali. Pikaajaline kokkupuude õhuga põhjustab Fe(OH)252,53 järel Fe3O4 ja/või Fe2O3 oksiidide moodustumist. Cr3+-rikkas kaitsekihis, kus Fe3O4 eelistab ühtlast ja kohesiivset struktuuri, võivad moodustuda ka kaks tüüpi stabiilset Fe-d, Fe3O4 ja Fe2O3. Mõlema olemasolu põhjustab segatud oksüdatsiooniastmeid (XAS-1 spekter). XAS-2 spekter vastab peamiselt Fe3O4-le. Samas mitmes positsioonis täheldatud XAS-3 spektrid näitasid täielikku muundumist γ-Fe2O3-ks. Kuna lahtipakitud röntgenkiirte läbitungimissügavus on ligikaudu 50 nm, põhjustab aluskihi signaal A-piigi suurema intensiivsuse.
XRD-spekter näitab, et oksiidkiles oleval Fe komponendil on kihiline struktuur, mis on kombineeritud Cr-oksiidikihiga. Erinevalt Cr2O317 lokaalsest mittehomogeensusest tingitud korrosioonile iseloomulikust passivatsioonist, täheldati käesolevas uuringus hoolimata Cr2O3 ühtlasest kihist madalat korrosioonikindlust, eriti külmvaltsitud proovide puhul. Täheldatud käitumist võib mõista kui pealmise kihi (Fe) keemilise oksüdatsiooniastme heterogeensust, mis mõjutab korrosioonikäitumist. Metalli- või hapnikuioonide aeglane ülekanne võres ülemise (Fe-oksiid) ja alumise kihi (Cr-oksiid) sama stöhhiomeetria tõttu52,53 viib parema interaktsioonini (adhesioonini) nende vahel. See omakorda parandab korrosioonikindlust. Seetõttu on pidev stöhhiomeetria, st üks Fe oksüdatsiooniaste, eelistatav järskudele stöhhiomeetrilistele muutustele. Termiliselt deformeeritud SDSS-il on ühtlasem pind ja tihedam kaitsekiht, mis tagab parema korrosioonikindluse. Külmvaltsitud SDSS-i puhul aga hävitavad kaitsekihi all olevad Fe3+-rikkad saared pinna terviklikkuse ja põhjustavad lähedalasuva aluspinna galvaanilist korrosiooni, mis viib Rp vähenemiseni (tabel 1) EIS-spektrites ja selle korrosioonikindluse vähenemiseni. Seetõttu mõjutavad plastse deformatsiooni tõttu lokaalselt jaotunud Fe3+-rikkad saared peamiselt korrosioonikindlust, mis on selle töö läbimurre. Seetõttu esitatakse selles uuringus spektromikrograafid uuritud SDSS-proovide plastse deformatsiooni tõttu korrosioonikindluse vähenemisest.
Lisaks, kuigi haruldaste muldmetallide legeerimine kahefaasilistes terastes toimib paremini, jääb selle lisatud elemendi interaktsiooni individuaalse terasmaatriksiga korrosioonikäitumise osas spektroskoopilise mikroskoopia vaatluste põhjal raskesti mõistetavaks. Ce-signaal (piki XAS M-serva) ilmub külmvaltsimise ajal vaid mõnes positsioonis, kuid kaob SDSS-i kuumdeformatsiooni ajal, mis viitab Ce lokaalsele ladestumisele terasmaatriksis homogeense legeerimise asemel. Kuigi SDSS-i mehaanilised omadused ei parane6,7, vähendab haruldaste muldmetallide olemasolu kandjate suurust ja arvatakse, et see pärsib punktkorrosiooni teket nende alguspunktis54.
Kokkuvõtteks avalikustab see töö pinna heterogeensuse mõju tseeriumiga modifitseeritud 2507 SDSS-i korrosioonile, kvantifitseerides nanoskaala komponentide keemilist sisaldust. Vastasime küsimusele, miks roostevaba teras korrodeerub isegi kaitsva oksiidikihiga katmisel, uurides kvantitatiivselt mikrostruktuuri, pinnaomaduste keemilist olekut ja signaalitöötlust K-keskmiste klastrite abil. On kindlaks tehtud, et Fe3+-rikkad saared, sealhulgas nende oktaeedriline ja tetraeedriline koordinatsioon kogu segatud Fe2+/Fe3+ struktuuris, on oksiidkile hävimise ja külmvaltsitud SDSS-i korrosiooni allikaks. Fe3+-domineeritud nanosaared põhjustavad halba korrosioonikindlust isegi piisava stöhhiomeetrilise Cr2O3 passiivkihi juuresolekul. Lisaks metodoloogilistele edusammudele nanoskaala keemilise heterogeensuse mõju määramisel korrosioonile peaks käesolev töö inspireerima inseneriprotsesse roostevaba terase korrosioonikindluse parandamiseks terasetootmise ajal.
Selles uuringus kasutatud Ce-2507 SDSS valuplokkide valmistamiseks sulatati segatud komponendid, sealhulgas puhtast rauast torudega suletud Fe-Ce põhisulam, 150 kg keskmise sagedusega induktsioonahjus sula terase saamiseks ja valati valuvormidesse. Mõõdetud keemiline koostis (massiprotsent) on loetletud lisatabelis 2. Valaplokk kuumvormitakse esmalt plokkideks. Seejärel lõõmutati terast temperatuuril 1050 °C 60 minutit tahkeks lahuseks 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.
Töödelge silindrilisi proove (φ10 mm × 15 mm) kuumpressimiseks, kusjuures silindri telg on paralleelne ploki deformatsioonisuunaga. Kõrgtemperatuurilist kokkusurumist teostati konstantse deformatsioonikiirusega vahemikus 0,01–10 s-1 erinevatel temperatuuridel vahemikus 1000–1150 °C, kasutades Gleeble-3800 termilist simulaatorit. Enne deformeerimist kuumutati proove valitud temperatuuril kiirusega 10 °C s-1 2 minutit, et kõrvaldada temperatuurigradient. Pärast temperatuuri ühtluse saavutamist deformeeriti proove tegeliku deformatsiooniväärtuseni 0,7. Pärast deformeerimist jahutati neid kohe veega, et säilitada deformeerunud struktuur. Seejärel lõigati karastatud proovid paralleelselt kokkusurumise suunaga. Selle konkreetse uuringu jaoks valisime proovi, mis oli termiliselt deformeeritud temperatuuril 1050 °C ja kiirusel 10 s-1, kuna sellel oli suurem täheldatud mikrokõvadus kui teistel proovidel7.
Ce-2507 tahke lahuse mahuproove (80 × 10 × 17 mm3) testiti kolmefaasilisel asünkroonsel kaherullilisel deformatsioonimasinal LG-300, millel olid kõigi teiste deformatsiooniklasside seas parimad mehaanilised omadused6. Deformatsioonikiirus ja paksuse vähenemine olid vastavalt 0,2 m·s-1 ja 5% iga raja kohta.
SDSS-i elektrokeemiliseks mõõtmiseks pärast külmvaltsimist 90% paksuse vähenemiseni (1,0 ekvivalentne tegelik deformatsioon) ja kuumpressimist 0,7 tegeliku deformatsioonini temperatuuril 1050 °C ja kiirusel 10 s-1 kasutati Autolab PGSTAT128N elektrokeemilist tööjaama. Tööjaamal on kolmeelektroodiline element, mille võrdluselektroodiks on küllastunud kalomelelektrood, grafiidist vastaselektrood ja tööelektroodiks SDSS-proov. Proovid lõigati 11,3 mm läbimõõduga silindriteks, mille külgedele joodeti vasktraadid. Seejärel valati proovile epoksüvaik, jättes tööelektroodina 1 cm2 suuruse avatud tööpinna (silindrilise proovi alumine pind). Epoksüvaigu kõvenemise ning järgneva lihvimise ja poleerimise ajal tuleb olla ettevaatlik, et vältida pragunemist. Tööpind tasandatakse ja poleeritakse 1 mikroni suuruste osakestega teemantpoleerimissuspensiooniga, puhastatakse destilleeritud vee ja etanooliga ning kuivatatakse külma õhu käes. Enne elektrokeemilisi mõõtmisi hoiti poleeritud proove mitu päeva õhu käes, et moodustada looduslik oksiidkile. Roostevaba terase korrosiooni kiirendamiseks on kasutatud FeCl3 vesilahust (6,0 massiprotsenti), mis on stabiliseeritud HCl-ga pH väärtuseni 1,0 ± 0,01,55, kuna seda leidub agressiivses keskkonnas, kus esinevad kloriidioonid, millel on tugev oksüdeeriv jõud ja madal pH, nagu on määratletud ASTM-is. Kavandatud standardid on G48 ja A923. Proovid kasteti testlahusesse 1 tunniks enne mõõtmisi, et saavutada statsionaarsele lähedane olek. Tahkelahuse, kuumtöödeldud ja külmvaltsitud proovide puhul oli impedantsi mõõtmise sagedusvahemik 1 × 105 ~ 0,1 Hz ja avatud ahela potentsiaal (OPS) oli 5 mV, mis oli vastavalt 0,39, 0,33 ja 0,25 VSCE. Iga proovi elektrokeemilist testi korrati samades tingimustes vähemalt kolm korda, et tagada andmete reprodutseeritavus.
HE-SXRD mõõtmiste jaoks mõõdeti Kanadas CLS-is kõrge energiaga Brockhouse'i viggleri liinil 1 × 1 × 1,5 mm3 ristkülikukujulisi dupleksterasest plokke faasikoostise kvantifitseerimiseks56. Andmete kogumine viidi läbi toatemperatuuril Debye-Scherreri geomeetrias või transpordigeomeetrias. LaB6 kalibrandiga kalibreeritud röntgenikiirte lainepikkus on 0,212561 Å, mis vastab 58 keV-le, mis on palju kõrgem kui tavaliselt laboris röntgenikiirguse allikana kasutataval Cu Kα-l (8 keV). Proov asetatakse detektorist 740 mm kaugusele. Iga proovi tuvastusruumala on 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, mis määratakse kiire suuruse ja proovi paksuse järgi. Kõik need andmed koguti Perkin Elmeri pindaladetektoriga, lameekraanröntgendetektoriga, 200 µm pikslitega, 40 × 40 cm2, kasutades säriaega 0,3 sekundit ja 120 kaadrit.
Kahe valitud mudelsüsteemi X-PEEM mõõtmised viidi läbi Beamline MAXPEEM liini 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. Kiire energiaresolutsioon saadakse ioonide väljundspektri mõõtmise teel ergastuspiirkonnas N1s-st 1\(\pi _g^ \ast\)-ni hv = 401 eV juures N2-s ja footoni energia sõltuvuse E3/2,57-st abil. Spektraalne sobitamine andis ΔE (spektraalse joone laius) ~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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3i2p辱 L2,32,3边缘和Ce M4,5 边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 版 1012 PH/S 通0过 通0过 通单色器 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 咘Ce.Seega, modifitseeritud SX-700 monokromaatori ja 1200-realise Si-võre kasutamisel. 3, Cr-serv 2p L2.3, Ni-serv 2p L2.3 ja Ce-serv M4.5.Laienda footoni energiat 0,2 eV sammuga. Iga energia juures salvestati PEEM-kujutised TVIPS F-216 CMOS-detektoriga, millel oli 2 x 2 binning-kiudoptiline ühendus, mis pakkus 1024 × 1024 pikslit 20 µm vaateväljas. Kujutiste säritusaeg on 0,2 sekundit, keskmiselt 16 kaadrit. Fotoelektroni kujutise energia valitakse nii, et see tagaks maksimaalse sekundaarse elektronsignaali. Kõik mõõtmised tehakse lineaarselt polariseeritud footonkiire normaalse langemise korral. Lisateavet mõõtmiste kohta leiate varasemast uuringust58. Pärast elektronide kogusaagise (TEY)59 tuvastusrežiimi ja selle rakenduse uurimist X-PEEM-is hinnatakse selle meetodi tuvastussügavuseks Cr-signaali puhul ~4–5 nm ja Fe-signaali puhul ~6 nm. Cr sügavus on väga lähedal oksiidkile paksusele (~4 nm)60,61, samas kui Fe sügavus on suurem kui oksiidkile paksus. FeL serva lähedal kogutud XAS on raudoksiidi XAS-i ja maatriksi FeO segu. Esimesel juhul on kiiratud elektronide intensiivsus tingitud kõikvõimalikest TEY-d moodustavatest elektronidest. Puhas rauasignaal nõuab aga oksiidikihi läbimiseks, pinnale jõudmiseks ja analüsaatori poolt kogumiseks suuremat kineetilist energiat. Sel juhul on Fe0 signaal peamiselt tingitud LVV Augeri elektronidest ja nende poolt kiiratud sekundaarsetest elektronidest. Lisaks väheneb nende elektronide poolt tekitatud TEY intensiivsus elektronide põgenemisteel49, vähendades veelgi Fe0 spektraalset signatuuri raua XAS-kaardil.
Andmekaevandamise integreerimine andmekuubikutesse (X-PEEM andmed) on oluline samm asjakohase teabe (keemiliste või füüsikaliste omaduste) mitmemõõtmelisel viisil eraldamisel. K-keskmiste klastrite moodustamist kasutatakse laialdaselt mitmes valdkonnas, sealhulgas masinnägemises, pilditöötluses, järelevalveta mustrituvastuses, tehisintellektis ja klassifitseerivas analüüsis24. Näiteks K-keskmiste klastrite moodustamist kasutatakse hästi hüperspektraalsete pildiandmete klastrite moodustamiseks62. Põhimõtteliselt saab mitme objektiga andmete puhul K-keskmiste algoritm neid hõlpsalt rühmitada vastavalt teabele nende omaduste (footonienergia karakteristikud) kohta. K-keskmiste klastrite moodustamine on iteratiivne algoritm andmete jaotamiseks K mittekattuvaks rühmaks (klastriks), kus iga piksel kuulub kindlasse klastrisse, olenevalt keemilise mittehomogeensuse ruumilisest jaotusest terase mikrostruktuurilises koostises. K-keskmiste algoritm koosneb kahest etapist: esimene samm arvutab K tsentroidi ja teine ​​samm määrab iga punkti klastrile, millel on naabertsentroidid. Klastri raskuskese on defineeritud kui selle klastri andmepunktide (XAS-spektrite) aritmeetiline keskmine. Naaberkeskmete määratlemiseks eukleidiliste vahemaadena on erinevaid vahemaid. Sisendpildi px,y (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 kuuluvusaste 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 klastri kvaliteedi tulemused on tugevas korrelatsioonis algsete tsentroidide optimaalse valikuga63. 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 footonite energiaspektri režiimile. K-keskmiste algoritmi kasutati X-PEEM-andmete huvipakkuvate piirkondade uurimiseks, eraldades pikslid (klastrid või alamplokid) vastavalt nende spektraalsetele omadustele ja ekstraheerides iga analüüdi (klastri) jaoks parima tsentroidi (XAS-spektraalne kõver). Seda kasutatakse ruumilise jaotuse, lokaalsete spektraalsete muutuste, oksüdatsioonikäitumise ja keemilise oleku uurimiseks. Näiteks kasutati K-keskmiste klastrite moodustamise algoritmi kuumtöödeldud ja külmvaltsitud X-PEEM-i Fe L-serva ja Cr L-serva piirkondade jaoks. Parima klastri ja tsentroidide leidmiseks testiti erinevat arvu K-klastreid (mikrostruktuurilisi piirkondi). Graafiku kuvamisel määratakse pikslid õigetele 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 mõistliku taotluse korral vastavalt WC autorilt 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.projekt. fraktaal. 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 ja Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中的 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相roostevaba teras, orgaaniline keskkond/klooritud keskkond.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.korrosioonivastane aine. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. jt. Fe-Al-Mn-C duplekssulamite korrosioonioksüdeerivad omadused. 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. E3S veebiseminar. 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. & Uthaisangsuk, V. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究. Kingklang, S. ja Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. ja Utaisansuk, V. 2507 tüüpi dupleks-roostevaba terase kuumdeformatsioonikäitumise uurimine. Metall.alma mater. transs. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. jt. Kontrollitud külmvaltsimise mõju tseeriummodifitseeritud superdupleks-SAF 2507 roostevaba terase mikrostruktuurile ja mehaanilistele omadustele. alma mater. the science. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. jt. Tseeriumiga modifitseeritud superdupleks-SAF 2507 roostevaba terase kuumdeformatsioonist tingitud struktuur 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.Korrosioon. Teadus. 164, 108359 (2020).