از بازدید شما از Nature.com متشکریم. نسخه مرورگری که استفاده می‌کنید پشتیبانی محدودی از CSS دارد. برای بهترین تجربه، توصیه می‌کنیم از یک مرورگر به‌روز استفاده کنید (یا حالت سازگاری را در Internet Explorer غیرفعال کنید). در عین حال، برای اطمینان از ادامه پشتیبانی، سایت را بدون استایل‌ها و جاوا اسکریپت رندر خواهیم کرد.
فولاد ضد زنگ پرکاربرد و انواع کارشده آن به دلیل لایه غیرفعال‌سازی متشکل از اکسید کروم، در برابر خوردگی در شرایط محیطی مقاوم هستند. خوردگی و فرسایش فولاد به طور سنتی با تخریب این لایه‌ها مرتبط است، اما به ندرت در سطح میکروسکوپی، بسته به منشأ ناهمگنی سطح. در این کار، ناهمگنی شیمیایی سطح نانومقیاس که توسط میکروسکوپ طیف‌سنجی و آنالیز شیمی‌سنجی شناسایی شده است، به طور غیرمنتظره‌ای بر تجزیه و خوردگی فولاد ضد زنگ سوپر دوپلکس 2507 (SDSS) اصلاح شده با سریم نورد سرد در طول رفتار تغییر شکل گرم آن غالب است. از طرف دیگر. اگرچه میکروسکوپ فوتوالکترون اشعه ایکس پوشش نسبتاً یکنواختی از لایه طبیعی Cr2O3 را نشان داد، SDSS نورد سرد به دلیل توزیع موضعی نانوجزایر غنی از Fe3+ روی لایه اکسید Fe/Cr، نتایج غیرفعال‌سازی ضعیفی نشان داد. این دانش در سطح اتمی درک عمیقی از خوردگی فولاد ضد زنگ ارائه می‌دهد و انتظار می‌رود به مبارزه با خوردگی فلزات پرآلیاژ مشابه کمک کند.
از زمان اختراع فولاد ضد زنگ، مقاومت در برابر خوردگی آلیاژهای فروکروم به کروم نسبت داده شده است که یک اکسید/اکسی هیدروکسید قوی تشکیل می‌دهد و در اکثر محیط‌ها رفتار غیرفعال‌کننده از خود نشان می‌دهد. در مقایسه با فولادهای ضد زنگ معمولی (آستنیتی و فریتی)، فولادهای ضد زنگ سوپر دوپلکس (SDSS) با مقاومت در برابر خوردگی بهتر، خواص مکانیکی برتر 1، 2، 3 دارند. افزایش استحکام مکانیکی امکان طراحی‌های سبک‌تر و جمع و جورتر را فراهم می‌کند. در مقابل، SDSS اقتصادی مقاومت بالایی در برابر خوردگی حفره‌ای و شکافی دارد که منجر به طول عمر بیشتر و کاربردهای گسترده‌تر در کنترل آلودگی، ظروف شیمیایی و صنعت نفت و گاز فراساحلی 4 می‌شود. با این حال، محدوده باریک دمای عملیات حرارتی و شکل‌پذیری ضعیف مانع از کاربرد عملی گسترده آن می‌شود. بنابراین، SDSS برای بهبود خواص فوق اصلاح شده است. به عنوان مثال، اصلاح Ce و افزودن زیاد N6، 7، 8 در SDSS 2507 (Ce-2507) معرفی شد. غلظت مناسب 0.08 درصد وزنی عنصر خاکی کمیاب (Ce) تأثیر مفیدی بر خواص مکانیکی DSS دارد، زیرا باعث بهبود ریزدانه شدن و استحکام مرز دانه می‌شود. مقاومت در برابر سایش و خوردگی، استحکام کششی و استحکام تسلیم و قابلیت کار گرم نیز بهبود یافته است9. مقادیر زیادی نیتروژن می‌تواند جایگزین محتوای نیکل گران‌قیمت شود و SDSS را مقرون‌به‌صرفه‌تر کند10.
اخیراً، SDSS در دماهای مختلف (دمای پایین، سرد و گرم) برای دستیابی به خواص مکانیکی عالی، به صورت پلاستیکی تغییر شکل داده شده است6،7،8. با این حال، مقاومت عالی در برابر خوردگی SDSS به دلیل وجود یک لایه نازک اکسید روی سطح است که تحت تأثیر عوامل زیادی مانند وجود فازهای زیاد با مرز دانه‌های مختلف، رسوبات ناخواسته و واکنش‌های مختلف قرار می‌گیرد. ریزساختار ناهمگن داخلی فازهای مختلف آستنیتی و فریتی تغییر شکل می‌دهد7. بنابراین، مطالعه خواص میکرودامنه چنین لایه‌هایی در سطح ساختار الکترونیکی برای درک خوردگی SDSS از اهمیت حیاتی برخوردار است و نیاز به تکنیک‌های تجربی پیچیده‌ای دارد. تاکنون، روش‌های حساس به سطح مانند طیف‌سنجی الکترون اوژه11 و طیف‌سنجی فوتوالکترون اشعه ایکس12،13،14،15 و همچنین سیستم فوتوالکترون فوتوالکترون اشعه ایکس سخت، حالت‌های شیمیایی یک عنصر را در نقاط مختلف فضا در مقیاس نانو تشخیص می‌دهند، اما اغلب در جداسازی آنها شکست می‌خورند. چندین مطالعه اخیر، اکسیداسیون موضعی کروم را به رفتار خوردگی مشاهده شده 17 فولاد ضد زنگ آستنیتی، 18 فولاد ضد زنگ مارتنزیتی و SDSS 19، 20 مرتبط دانسته‌اند. با این حال، این مطالعات عمدتاً بر تأثیر ناهمگنی Cr (مثلاً حالت اکسیداسیون Cr3+) بر مقاومت در برابر خوردگی متمرکز بوده‌اند. ناهمگنی جانبی در حالت‌های اکسیداسیون عناصر می‌تواند توسط ترکیبات مختلف با عناصر تشکیل دهنده یکسان، مانند اکسیدهای آهن، ایجاد شود. این ترکیبات از نظر ترمومکانیکی، اندازه کوچکی دارند که در مجاورت نزدیک یکدیگر پردازش می‌شوند، اما از نظر ترکیب و حالت اکسیداسیون متفاوت هستند16،21. بنابراین، آشکار کردن تخریب لایه‌های اکسیدی و سپس ایجاد حفره، نیاز به درک ناهمگنی سطح در سطح میکروسکوپی دارد. با وجود این الزامات، ارزیابی‌های کمی مانند ناهمگنی اکسیداسیون جانبی، به ویژه آهن در مقیاس نانو/اتمی، هنوز وجود ندارد و اهمیت آنها برای مقاومت در برابر خوردگی ناشناخته مانده است. تا همین اواخر، وضعیت شیمیایی عناصر مختلف، مانند Fe و Ca، به صورت کمی روی نمونه‌های فولادی با استفاده از میکروسکوپ فوتوالکترون اشعه ایکس نرم (X-PEEM) در تأسیسات تابش سینکروترون در مقیاس نانو توصیف می‌شد. X-PEEM در ترکیب با تکنیک‌های طیف‌سنجی جذب اشعه ایکس حساس به مواد شیمیایی (XAS)، اندازه‌گیری XAS را با وضوح مکانی و طیفی بالا امکان‌پذیر می‌کند و اطلاعات شیمیایی در مورد ترکیب عنصری و وضعیت شیمیایی آن را با وضوح مکانی تا مقیاس نانومتر ارائه می‌دهد. 23 این مشاهده طیف‌سنجی از محل شروع واکنش زیر میکروسکوپ، آزمایش‌های شیمیایی محلی را تسهیل می‌کند و می‌تواند تغییرات شیمیایی قبلاً کشف نشده در لایه Fe را به صورت مکانی نشان دهد.
این مطالعه مزایای PEEM را در تشخیص تفاوت‌های شیمیایی در مقیاس نانو گسترش می‌دهد و یک روش تجزیه و تحلیل سطح در سطح اتمی مفید برای درک رفتار خوردگی Ce-2507 ارائه می‌دهد. این روش از داده‌های شیمی‌سنجی خوشه‌ای K-means24 برای ترسیم ترکیب شیمیایی کلی (ناهمگنی) عناصر درگیر استفاده می‌کند و حالت‌های شیمیایی آنها را به صورت آماری نمایش می‌دهد. برخلاف خوردگی مرسوم ناشی از تجزیه لایه اکسید کروم، غیرفعال‌سازی ضعیف فعلی و مقاومت ضعیف در برابر خوردگی به نانوجزایر غنی از Fe3+ موضعی در نزدیکی لایه اکسید Fe/Cr نسبت داده می‌شود که ممکن است حمله اکسید محافظ باشد. این اکسید در محل یک لایه تشکیل می‌دهد و باعث خوردگی می‌شود.
رفتار خوردگی SDSS 2507 تغییر شکل یافته ابتدا با استفاده از اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی ارزیابی شد. در شکل 1، منحنی‌های نایکوئیست و بد برای نمونه‌های انتخاب شده در محلول‌های آبی اسیدی (pH = 1) FeCl3 در دمای اتاق نشان داده شده است. الکترولیت انتخاب شده به عنوان یک عامل اکسید کننده قوی عمل می‌کند و تمایل لایه غیرفعال را به تجزیه مشخص می‌کند. اگرچه این ماده دچار حفره‌دار شدن پایدار در دمای اتاق نشد، اما این تجزیه و تحلیل‌ها بینشی در مورد رویدادهای شکست بالقوه و فرآیندهای پس از خوردگی ارائه دادند. مدار معادل (شکل 1d) برای برازش طیف‌های طیف‌سنجی امپدانس الکتروشیمیایی (EIS) استفاده شد و نتایج برازش مربوطه در جدول 1 نشان داده شده است. هنگام آزمایش نمونه‌های تیمار شده با محلول و کار گرم، نیم دایره‌های ناقص ظاهر شدند، در حالی که نیم دایره‌های فشرده شده مربوطه نورد سرد شدند (شکل 1b). در طیف EIS، شعاع نیم دایره را می‌توان به عنوان مقاومت قطبش (Rp) در نظر گرفت.25،26 Rp مربوط به SDSS عملیات محلول‌سازی شده در جدول 1 حدود 135 کیلو اهم بر سانتی‌متر مربع است، با این حال برای SDSS کار گرم شده و نورد سرد شده می‌توانیم مقادیر بسیار پایین‌تری به ترتیب 34.7 و 2.1 کیلو اهم بر سانتی‌متر مربع را مشاهده کنیم. این کاهش قابل توجه در Rp نشان دهنده اثر مخرب تغییر شکل پلاستیک بر غیرفعال‌سازی و مقاومت در برابر خوردگی است، همانطور که در گزارش‌های قبلی 27، 28، 29، 30 نشان داده شده است.
نمودارهای امپدانس و فاز نایکوئیست، b و c و یک مدل مدار معادل برای d، که در آن RS مقاومت الکترولیت، Rp مقاومت قطبش و QCPE اکسید عنصر فاز ثابت مورد استفاده برای مدل‌سازی ظرفیت غیر ایده‌آل (n) است. اندازه‌گیری‌های EIS در پتانسیل بدون بار انجام شد.
ثابت‌های مرتبه اول در نمودار بود نشان داده شده‌اند و فلات فرکانس بالا نشان‌دهنده مقاومت الکترولیت RS26 است. با کاهش فرکانس، امپدانس افزایش می‌یابد و زاویه فاز منفی پیدا می‌شود که نشان‌دهنده غلبه ظرفیت خازنی است. زاویه فاز افزایش می‌یابد و حداکثر مقدار خود را در یک محدوده فرکانسی نسبتاً وسیع حفظ می‌کند و سپس کاهش می‌یابد (شکل 1c). با این حال، در هر سه مورد، این حداکثر مقدار هنوز کمتر از 90 درجه است که نشان‌دهنده رفتار خازنی غیر ایده‌آل به دلیل پراکندگی خازنی است. بنابراین، عنصر فاز ثابت QCPE (CPE) برای نشان دادن توزیع ظرفیت بین سطحی ناشی از زبری یا ناهمگنی سطح، به ویژه از نظر مقیاس اتمی، هندسه فراکتال، تخلخل الکترود، پتانسیل غیر یکنواخت و توزیع جریان وابسته به سطح استفاده می‌شود. هندسه الکترود31،32. امپدانس CPE:
که در آن j عدد موهومی و ω فرکانس زاویه‌ای است. QCPE یک ثابت مستقل از فرکانس متناسب با سطح باز فعال الکترولیت است. n یک عدد توانی بدون بعد است که انحراف از رفتار خازنی ایده‌آل یک خازن را توصیف می‌کند، یعنی هرچه n به ۱ نزدیک‌تر باشد، CPE به ظرفیت خالص نزدیک‌تر است و اگر n نزدیک به صفر باشد، مقاومت است. انحراف کوچک n، نزدیک به ۱، نشان دهنده رفتار خازنی غیر ایده‌آل سطح پس از آزمایش قطبش است. QCPE SDSS نورد سرد بسیار بالاتر از محصولات مشابه است، به این معنی که کیفیت سطح کمتر یکنواخت است.
مطابق با اکثر خواص مقاومت در برابر خوردگی فولادهای ضد زنگ، محتوای نسبتاً بالای کروم در SDSS عموماً به دلیل وجود یک لایه اکسید محافظ غیرفعال روی سطح، منجر به مقاومت در برابر خوردگی برتر SDSS می‌شود17. این لایه غیرفعال کننده معمولاً غنی از اکسیدها و/یا هیدروکسیدهای Cr3+ است که عمدتاً اکسیدهای Fe2+، Fe3+ و/یا (اکسی)هیدروکسیدهای 33 را در خود جای می‌دهد. با وجود یکنواختی سطح یکسان، لایه اکسید غیرفعال کننده و عدم وجود آسیب قابل مشاهده روی سطح، همانطور که توسط تصاویر میکروسکوپی مشخص شده است6،7، رفتار خوردگی SDSS نورد گرم و نورد سرد متفاوت است و بنابراین نیاز به مطالعه عمیق ریزساختار تغییر شکل و ویژگی ساختاری فولاد دارد.
ریزساختار فولاد ضد زنگ تغییر شکل یافته با استفاده از اشعه ایکس پرانرژی داخلی و سینکروترون (شکل‌های تکمیلی 1، 2) به صورت کمی بررسی شد. تجزیه و تحلیل دقیقی در اطلاعات تکمیلی ارائه شده است. اگرچه آنها تا حد زیادی با نوع فاز اصلی مطابقت دارند، اما تفاوت‌هایی در کسر حجمی فاز یافت می‌شود که در جدول تکمیلی 1 فهرست شده‌اند. این تفاوت‌ها می‌تواند با کسرهای فاز ناهمگن در سطح و همچنین کسرهای حجمی فاز انجام شده در اعماق مختلف مرتبط باشد. تشخیص توسط پراش اشعه ایکس (XRD) با منابع انرژی مختلف فوتون‌های فرودی. نسبت نسبتاً بالاتر آستنیت در نمونه‌های نورد سرد، که توسط XRD از یک منبع آزمایشگاهی تعیین می‌شود، نشان دهنده غیرفعال‌سازی بهتر و متعاقباً مقاومت در برابر خوردگی بهتر است35، در حالی که نتایج دقیق‌تر و آماری نشان دهنده روندهای متضاد در نسبت‌های فاز است. علاوه بر این، مقاومت در برابر خوردگی فولاد به درجه ریز شدن دانه، کاهش اندازه دانه، افزایش ریزتغییر شکل‌ها و چگالی نابجایی که در طول عملیات ترمومکانیکی رخ می‌دهد نیز بستگی دارد36،37،38. نمونه‌های کار گرم‌شده، ماهیت دانه‌ای‌تری از خود نشان می‌دهند که نشان‌دهنده‌ی دانه‌های میکرونی است، در حالی که حلقه‌های صاف مشاهده‌شده در نمونه‌های نورد سرد (شکل تکمیلی 3) نشان‌دهنده‌ی ریز شدن قابل توجه دانه‌ها به مقیاس نانو در کارهای قبلی6 است که باید به تشکیل لایه غیرفعال و افزایش مقاومت در برابر خوردگی کمک کند. چگالی بالاتر نابجایی‌ها معمولاً با مقاومت کمتر در برابر حفره‌دار شدن مرتبط است که با اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی مطابقت خوبی دارد.
تغییرات در حالت‌های شیمیایی میکرودامین‌های عناصر ابتدایی به طور سیستماتیک با استفاده از X-PEEM مورد مطالعه قرار گرفته است. با وجود فراوانی عناصر آلیاژی، Cr، Fe، Ni و Ce39 در اینجا انتخاب شدند، زیرا Cr عنصر کلیدی برای تشکیل لایه غیرفعال‌سازی است، Fe عنصر اصلی در فولاد است و Ni غیرفعال‌سازی را افزایش می‌دهد و ساختار فاز فریت-آستنیتی و هدف اصلاح Ce را متعادل می‌کند. با تنظیم انرژی تابش سینکروترون، RAS از سطح با ویژگی‌های اصلی Cr (لبه L2.3)، Fe (لبه L2.3)، Ni (لبه L2.3) و Ce (لبه M4.5) پوشش داده شد. شکل‌دهی گرم و نورد سرد Ce-2507 SDSS. تجزیه و تحلیل مناسب داده‌ها با ترکیب کالیبراسیون انرژی با داده‌های منتشر شده (به عنوان مثال XAS 40، 41 روی لبه‌های Fe L2، 3) انجام شد.
در شکل 2، تصاویر X-PEEM از Ce-2507 SDSS کار گرم (شکل 2a) و نورد سرد (شکل 2d) و لبه‌های XAS مربوطه از Cr و Fe L2,3 در مکان‌های مشخص شده به صورت جداگانه نشان داده شده است. لبه L2,3 از XAS، حالت‌های 3d اشغال نشده را پس از برانگیختگی نوری الکترون در سطوح تقسیم اسپین-مدار 2p3/2 (لبه L3) و 2p1/2 (لبه L2) بررسی می‌کند. اطلاعات مربوط به حالت ظرفیت Cr از XAS در لبه L2,3 در شکل‌های 2b و e به دست آمد. مقایسه با داوران. 42،43 نشان داد که چهار پیک در نزدیکی لبه L3 مشاهده شد که A (578.3 eV)، B (579.5 eV)، C (580.4 eV) و D (582.2 eV) نام دارند و منعکس کننده Cr3+ هشت وجهی مربوط به یون Cr2O3 هستند. طیف‌های تجربی با محاسبات نظری نشان داده شده در پنل‌های b و e که از محاسبات متعدد میدان کریستالی در فصل مشترک Cr L2.3 با استفاده از میدان کریستالی 2.0 eV44 به دست آمده‌اند، مطابقت دارند. هر دو سطح SDSS کار گرم و نورد سرد شده با یک لایه نسبتاً یکنواخت Cr2O3 پوشش داده شده‌اند.
یک تصویر حرارتی X-PEEM از SDSS تغییر شکل حرارتی یافته مربوط به لبه b Cr L2.3 و لبه c Fe L2.3، تصویر حرارتی d X-PEEM از SDSS نورد سرد مربوط به لبه e Cr L2.3 و لبه f Fe L2.3 (f). طیف‌های XAS در موقعیت‌های مکانی مختلف مشخص شده روی تصاویر حرارتی (a، d) رسم شده‌اند، خطوط نقطه‌چین نارنجی در (b) و (e) طیف‌های XAS شبیه‌سازی شده Cr3+ با مقدار میدان کریستالی 2.0 eV را نشان می‌دهند. برای تصاویر X-PEEM، از یک پالت حرارتی برای بهبود خوانایی تصویر استفاده کنید، که در آن رنگ‌ها از آبی تا قرمز متناسب با شدت جذب اشعه ایکس (از کم به زیاد) هستند.
صرف نظر از محیط شیمیایی این عناصر فلزی، حالت شیمیایی عناصر آلیاژی Ni و Ce برای هر دو نمونه بدون تغییر باقی ماند. شکل تکمیلی. شکل‌های 5-9 تصاویر X-PEEM و طیف‌های XAS مربوطه را برای Ni و Ce در موقعیت‌های مختلف روی سطح نمونه‌های کار گرم و نورد سرد نشان می‌دهند. Ni XAS حالت‌های اکسیداسیون Ni2+ را در کل سطح اندازه‌گیری شده نمونه‌های کار گرم و نورد سرد نشان می‌دهد (بحث تکمیلی). لازم به ذکر است که در مورد نمونه‌های کار گرم، سیگنال XAS مربوط به Ce مشاهده نشد، در حالی که در مورد نمونه‌های نورد سرد، طیف Ce3+ مشاهده شد. مشاهده لکه‌های Ce در نمونه‌های نورد سرد نشان داد که Ce عمدتاً به شکل رسوبات ظاهر می‌شود.
در SDSS تغییر شکل حرارتی یافته، هیچ تغییر ساختاری موضعی در XAS در لبه Fe L2,3 مشاهده نشد (شکل 2c). با این حال، ماتریس Fe به صورت ریز-منطقه‌ای حالت شیمیایی خود را در هفت نقطه تصادفی انتخاب شده از SDSS نورد سرد شده تغییر می‌دهد، همانطور که در شکل 2f نشان داده شده است. علاوه بر این، برای به دست آوردن ایده دقیقی از تغییرات حالت Fe در مکان‌های انتخاب شده در شکل 2f، مطالعات سطحی موضعی انجام شد (شکل 3 و شکل تکمیلی 10) که در آن مناطق دایره‌ای کوچکتر انتخاب شدند. طیف‌های XAS لبه Fe L2,3 سیستم‌های α-Fe2O3 و اکسیدهای هشت‌وجهی Fe2+ با محاسبات میدان کریستالی چندگانه با استفاده از میدان‌های کریستالی 1.0 (Fe2+) و 1.0 (Fe3+)44 مدل‌سازی شدند. توجه داشته باشید که α-Fe2O3 و γ-Fe2O3 تقارن‌های موضعی متفاوتی دارند45،46، Fe3O4 ترکیبی از Fe2+ و Fe3+،47 و FeO45 به عنوان یک اکسید Fe2+ دو ظرفیتی (3d6) است. توجه داشته باشید که α-Fe2O3 و γ-Fe2O3 تقارن‌های موضعی متفاوتی دارند45،46، Fe3O4 ترکیبی از Fe2+ و Fe3+،47 و FeO45 به عنوان یک اکسید Fe2+ دو ظرفیتی (3d6) دارد.توجه داشته باشید که α-Fe2O3 و γ-Fe2O3 تقارن‌های موضعی متفاوتی دارند45،46، Fe3O4 هم Fe2+ و هم Fe3+ را ترکیب می‌کند،47 و FeO45 را به شکل اکسید دو ظرفیتی Fe2+ (3d6) درمی‌آورد.توجه داشته باشید که α-Fe2O3 و γ-Fe2O3 تقارن‌های موضعی متفاوتی دارند45،46، Fe3O4 ترکیبی از Fe2+ و Fe3+ دارد47 و FeO45 به عنوان یک اکسید Fe2+ دو ظرفیتی رسمی (3d6) عمل می‌کند. تمام یون‌های Fe3+ در α-Fe2O3 فقط موقعیت‌های Oh دارند، در حالی که γ-Fe2O3 معمولاً توسط اسپینل Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 با جای خالی در موقعیت‌های eg نشان داده می‌شود. بنابراین، یون‌های Fe3+ در γ-Fe2O3 هر دو موقعیت Td و Oh را دارند. همانطور که در مقاله قبلی ذکر شد45، اگرچه نسبت شدت این دو متفاوت است، اما نسبت شدت آنها eg/t2g ≈1 است، در حالی که در این مورد نسبت شدت مشاهده شده eg/t2g حدود 1 است. این امر احتمال وجود فقط Fe3+ در شرایط فعلی را رد می‌کند. با در نظر گرفتن مورد Fe3O4 با هر دو Fe2+ و Fe3+، اولین ویژگی شناخته شده که لبه L3 ضعیف‌تر (قوی‌تر) برای Fe دارد، نشان‌دهنده حالت اشغال نشده کوچکتر (بزرگتر) t2g است. این موضوع در مورد Fe2+ (Fe3+) نیز صدق می‌کند، که نشان می‌دهد اولین ویژگی افزایش، نشان‌دهنده افزایش محتوای Fe2+47 است. این نتایج نشان می‌دهد که همزیستی Fe2+ و γ-Fe2O3، α-Fe2O3 و/یا Fe3O4 بر سطح نورد سرد کامپوزیت‌ها غالب است.
تصاویر تصویربرداری حرارتی فوتوالکترونی بزرگ‌شده از طیف‌های XAS (a، c) و (b، d) که از لبه Fe L2,3 در موقعیت‌های مکانی مختلف در نواحی منتخب 2 و E در شکل‌های 2d عبور می‌کنند.
داده‌های تجربی به‌دست‌آمده (شکل 4a و شکل تکمیلی 11) رسم شده و با داده‌های ترکیبات خالص 40، 41، 48 مقایسه شده‌اند. سه نوع مختلف از طیف‌های XAS لبه L آهن که به صورت تجربی مشاهده شده‌اند (XAS-1، XAS-2 و XAS-3: شکل 4a). به طور خاص، طیف 2-a (که با XAS-1 نشان داده شده است) در شکل 3b و به دنبال آن طیف 2-b (با برچسب XAS-2) در کل منطقه تشخیص مشاهده شد، در حالی که طیف‌هایی مانند E-3 که در شکل 3d (با برچسب XAS-3) مشاهده شدند، در مکان‌های خاصی مشاهده شدند. به عنوان یک قاعده، از چهار پارامتر برای شناسایی حالت‌های ظرفیت موجود در نمونه مورد مطالعه استفاده شد: (1) ویژگی‌های طیفی L3 و L2، (2) موقعیت‌های انرژی ویژگی‌های L3 و L2، (3) اختلاف انرژی L3-L2، (4) نسبت شدت L2/L3. طبق مشاهدات بصری (شکل 4a)، هر سه جزء Fe، یعنی Fe0، Fe2+ و Fe3+، روی سطح SDSS مورد مطالعه وجود دارند. نسبت شدت محاسبه شده L2/L3 نیز نشان‌دهنده وجود هر سه جزء بود.
طیف‌های XAS شبیه‌سازی‌شده Fe با سه داده تجربی مختلف مشاهده‌شده (خطوط ممتد XAS-1، XAS-2 و XAS-3 مربوط به 2-a، 2-b و E-3 ​​در شکل‌های 2 و 3) مقایسه، هشت‌وجهی‌های Fe2+، Fe3+ با مقادیر میدان کریستالی 1.0 eV و 1.5 eV، به ترتیب، داده‌های تجربی اندازه‌گیری شده با bd (XAS-1، XAS-2، XAS-3) و داده‌های LCF بهینه‌شده مربوطه (خط مشکی ممتد)، و همچنین به شکل طیف‌های XAS-3 با استانداردهای Fe3O4 (حالت مخلوط Fe) و Fe2O3 (Fe3+ خالص).
برای تعیین کمیت ترکیب اکسید آهن، از برازش ترکیبی خطی (LCF) سه استاندارد 40، 41، 48 استفاده شد. LCF برای سه طیف XAS لبه L Fe انتخاب شده که بالاترین کنتراست را نشان می‌دهند، یعنی XAS-1، XAS-2 و XAS-3، همانطور که در شکل 4b-d نشان داده شده است، پیاده‌سازی شد. برای اتصالات LCF، در همه موارد 10٪ Fe0 در نظر گرفته شد، زیرا در همه داده‌ها یک برآمدگی کوچک مشاهده کردیم و همچنین به این دلیل که آهن فلزی جزء اصلی فولاد است. در واقع، عمق آزمایش X-PEEM برای آهن (حدود 6 نانومتر)49 بزرگتر از ضخامت لایه اکسیداسیون تخمینی (کمی > 4 نانومتر) است، که امکان تشخیص سیگنال از ماتریس آهن (Fe0) در زیر لایه غیرفعال‌سازی را فراهم می‌کند. در واقع، عمق آزمایش X-PEEM برای آهن (حدود 6 نانومتر)49 بزرگتر از ضخامت لایه اکسیداسیون تخمینی (کمی > 4 نانومتر) است، که امکان تشخیص سیگنال از ماتریس آهن (Fe0) در زیر لایه غیرفعال‌سازی را فراهم می‌کند. Deйствительно، X-PEEM برای Fe (~ 6 نانومتر) بیشتر، 49 بیش از آن سیگنال از железной матрицы (Fe0) زیر пассивирующим слоем. در واقع، عمق پروب X-PEEM برای Fe (حدود 6 نانومتر)49 بیشتر از ضخامت فرضی لایه اکسیداسیون (کمی >4 نانومتر) است، که امکان تشخیص سیگنال از ماتریس آهن (Fe0) زیر لایه غیرفعال را فراهم می‌کند.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 نانومتر）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 略 略 49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Factice, glubina obnaruzheniya Fe (~ 6 نانومتر) 49 با کمک X-PEEM بیشتر، به دلیل وجود محتوای اکسیدنوگو (نمودار > 4 نانومتر)، обнаруживать سیگنال от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. در واقع، عمق تشخیص Fe (حدود ۶ نانومتر) ۴۹ توسط X-PEEM بیشتر از ضخامت مورد انتظار لایه اکسید (کمی > ۴ نانومتر) است، که امکان تشخیص سیگنال از ماتریس آهن (Fe0) در زیر لایه غیرفعال را فراهم می‌کند. .ترکیبات مختلفی از Fe2+ و Fe3+ برای یافتن بهترین راه‌حل ممکن برای داده‌های تجربی مشاهده‌شده انجام شد. شکل 4b طیف XAS-1 را برای ترکیب Fe2+ و Fe3+ نشان می‌دهد، که در آن نسبت Fe2+ و Fe3+ حدود 45٪ مشابه بود، که نشان‌دهنده حالت‌های اکسیداسیون مختلط Fe است. در حالی که برای طیف XAS-2، درصد Fe2+ و Fe3+ به ترتیب ~30٪ و 60٪ می‌شود. Fe2+ کمتر از Fe3+ است. نسبت Fe2+ به Fe3، برابر با 1:2، به این معنی است که Fe3O4 می‌تواند با همان نسبت بین یون‌های Fe تشکیل شود. علاوه بر این، برای طیف XAS-3، درصد Fe2+ و Fe3+ حدود 10٪ و 80٪ می‌شود، که نشان‌دهنده تبدیل بیشتر Fe2+ به Fe3+ است. همانطور که در بالا ذکر شد، Fe3+ می‌تواند از α-Fe2O3، γ-Fe2O3 یا Fe3O4 حاصل شود. برای درک محتمل‌ترین منبع Fe3+، طیف XAS-3 با استانداردهای مختلف Fe3+ در شکل 4e رسم شد که شباهت با هر دو استاندارد را هنگام بررسی پیک B نشان می‌دهد. با این حال، شدت پیک‌های شانه‌ای (A: از Fe2+) و نسبت شدت B/A نشان می‌دهد که طیف XAS-3 نزدیک است، اما با طیف γ-Fe2O3 منطبق نیست. در مقایسه با γ-Fe2O3 توده‌ای، پیک Fe 2p XAS مربوط به A SDSS شدت کمی بالاتری دارد (شکل 4e)، که نشان دهنده شدت بالاتر Fe2+ است. اگرچه طیف XAS-3 مشابه γ-Fe2O3 است، جایی که Fe3+ در موقعیت‌های Oh و Td وجود دارد، شناسایی حالت‌های ظرفیت مختلف و هماهنگی فقط در امتداد لبه L2،3 یا نسبت شدت L2/L3 همچنان موضوع تحقیقات مداوم است. بحث به دلیل پیچیدگی عوامل مختلفی که بر طیف نهایی تأثیر می‌گذارند41.
علاوه بر تفاوت‌های طیفی در حالت شیمیایی مناطق مورد نظر انتخاب شده که در بالا توضیح داده شد، ناهمگونی شیمیایی جهانی عناصر کلیدی Cr و Fe نیز با طبقه‌بندی تمام طیف‌های XAS به‌دست‌آمده روی سطح نمونه با استفاده از روش خوشه‌بندی K-means ارزیابی شد. پروفیل‌های لبه Cr L دو خوشه بهینه با توزیع مکانی در نمونه‌های کار گرم و نورد سرد نشان داده شده در شکل‌های 5 را تشکیل می‌دهند. واضح است که هیچ تغییر ساختاری محلی مشابه تلقی نمی‌شود، زیرا دو مرکز طیف‌های XAS Cr قابل مقایسه هستند. این شکل‌های طیفی دو خوشه تقریباً با شکل‌های مربوط به Cr2O342 یکسان هستند، به این معنی که لایه‌های Cr2O3 نسبتاً به طور مساوی روی SDSS قرار گرفته‌اند.
Cr L خوشه‌های ناحیه لبه K-means و b مراکز ثقل XAS مربوطه است. نتایج مقایسه K-means X-PEEM از SDSS نورد سرد: c Cr L2.3 ناحیه لبه خوشه‌های K-means و d مراکز ثقل XAS مربوطه.
برای نشان دادن نقشه‌های لبه پیچیده‌تر FeL، چهار و پنج خوشه بهینه شده و مراکز ثقل مرتبط با آنها (پروفیل‌های طیفی) به ترتیب برای نمونه‌های کار گرم و نورد سرد استفاده شدند. بنابراین، درصد (%) Fe2+ و Fe3+ را می‌توان با برازش LCF نشان داده شده در شکل 4 بدست آورد. پتانسیل شبه الکترود Epseudo به عنوان تابعی از Fe0 برای آشکار کردن ناهمگنی میکروشیمیایی لایه اکسید سطحی استفاده شد. Epseudo تقریباً با قانون اختلاط تخمین زده می‌شود،
که در آن \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) برابر است با \(\rm{Fe} + 2e^ – \ به \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\)، به ترتیب 0.440 و 0.036 ولت. مناطقی با پتانسیل پایین‌تر، محتوای بالاتری از ترکیب Fe3+ دارند. توزیع پتانسیل در نمونه‌های تغییر شکل حرارتی دارای ویژگی لایه‌ای با حداکثر تغییر حدود 0.119 ولت است (شکل 6a، b). این توزیع پتانسیل ارتباط نزدیکی با توپوگرافی سطح دارد (شکل 6a). هیچ تغییر وابسته به موقعیت دیگری در لایه داخلی زیرین مشاهده نشد (شکل 6b). برعکس، برای اتصال اکسیدهای غیرمشابه با محتوای مختلف Fe2+ و Fe3+ در SDSS نورد سرد، می‌توان ماهیت غیریکنواخت شبه پتانسیل را مشاهده کرد (شکل 6c، d). اکسیدهای Fe3+ و/یا (اکسی)هیدروکسیدهای Fe3+ اجزای اصلی زنگ‌زدگی در فولاد هستند و نسبت به اکسیژن و آب نفوذپذیرند50. در این حالت، جزایر غنی از Fe3+ به صورت محلی توزیع شده در نظر گرفته می‌شوند و می‌توانند به عنوان مناطق خورده شده در نظر گرفته شوند. در عین حال، گرادیان در میدان پتانسیل، به جای مقدار مطلق پتانسیل، می‌تواند به عنوان شاخصی برای محلی‌سازی مکان‌های فعال خوردگی استفاده شود. این توزیع ناهموار Fe2+ و Fe3+ روی سطح SDSS نورد سرد می‌تواند شیمی محلی را تغییر دهد و سطح فعال‌تری را در طول تجزیه فیلم اکسید و واکنش‌های خوردگی فراهم کند و به ماتریس فلزی زیرین اجازه دهد تا به خوردگی ادامه دهد و در نتیجه ناهمگنی داخلی ایجاد شود. خواص و خواص محافظتی لایه غیرفعال را کاهش می‌دهد.
خوشه‌های K-means و مراکز ثقل XAS مربوطه در ناحیه لبه Fe L2.3 از X-PEEM تغییر شکل یافته گرم ac و df از SDSS نورد سرد. نمودارهای خوشه a و d K-means روی تصاویر X-PEEM قرار گرفته‌اند. پتانسیل شبه الکترود محاسبه شده (Epseudo) همراه با نمودار خوشه K-means ذکر شده است. روشنایی تصویر X-PEEM، مانند رنگ در شکل 2، متناسب با شدت جذب اشعه ایکس است.
کروم نسبتاً یکنواخت اما حالت شیمیایی متفاوت آهن منجر به آسیب لایه اکسیدی و الگوهای خوردگی متفاوتی در Ce-2507 نورد گرم و نورد سرد شده می‌شود. این ویژگی Ce-2507 نورد سرد شده به خوبی مورد مطالعه قرار گرفته است. با توجه به تشکیل اکسیدها و هیدروکسیدهای آهن در هوای محیط در این کار تقریباً خنثی، واکنش‌ها به شرح زیر است:
واکنش‌های فوق بر اساس آنالیز X-PEEM در سناریوهای زیر رخ می‌دهند. یک شانه کوچک مربوط به Fe0 با آهن فلزی زیرین مرتبط است. واکنش Fe فلزی با محیط منجر به تشکیل یک لایه Fe(OH)2 (معادله (5)) می‌شود که سیگنال Fe2+ را در XAS لبه L Fe افزایش می‌دهد. قرار گرفتن طولانی مدت در معرض هوا ممکن است منجر به تشکیل اکسیدهای Fe3O4 و/یا Fe2O3 پس از Fe(OH)252،53 شود. دو شکل پایدار Fe، Fe3O4 و Fe2O3، همچنین می‌توانند در لایه محافظ غنی از Cr3+ تشکیل شوند که Fe3O4 ساختار یکنواخت و چسبنده را ترجیح می‌دهد. وجود هر دو منجر به حالت‌های اکسیداسیون مختلط (طیف XAS-1) می‌شود. طیف XAS-2 عمدتاً مربوط به Fe3O4 است. در حالی که مشاهده طیف‌های XAS-3 در چندین مکان نشان دهنده تبدیل کامل به γ-Fe2O3 است. از آنجایی که عمق نفوذ پرتوهای ایکس باز نشده حدود ۵۰ نانومتر است، سیگنال لایه پایین‌تر منجر به شدت بالاتر پیک A می‌شود.
طیف XPA نشان می‌دهد که جزء Fe در لایه اکسید دارای ساختار لایه‌ای همراه با یک لایه اکسید کروم است. برخلاف نشانه‌های غیرفعال شدن به دلیل ناهمگنی موضعی Cr2O3 در طول خوردگی، با وجود لایه یکنواخت Cr2O3 در این کار، مقاومت به خوردگی پایینی در این مورد، به ویژه برای نمونه‌های نورد سرد شده، مشاهده می‌شود. رفتار مشاهده شده را می‌توان به عنوان ناهمگنی حالت اکسیداسیون شیمیایی در لایه بالایی (Fe) درک کرد که بر عملکرد خوردگی تأثیر می‌گذارد. به دلیل استوکیومتری یکسان لایه بالایی (اکسید آهن) و لایه پایینی (اکسید کروم)52،53، برهمکنش بهتر (چسبندگی) بین آنها منجر به انتقال آهسته یون‌های فلزی یا اکسیژن در شبکه می‌شود که به نوبه خود منجر به افزایش مقاومت به خوردگی می‌شود. بنابراین، نسبت استوکیومتری پیوسته، یعنی یک حالت اکسیداسیون Fe، نسبت به تغییرات ناگهانی استوکیومتری ارجحیت دارد. SDSS تغییر شکل یافته با حرارت، سطح یکنواخت‌تر، لایه محافظ متراکم‌تر و مقاومت به خوردگی بهتری دارد. در حالی که برای SDSS نورد سرد، وجود جزایر غنی از Fe3+ در زیر لایه محافظ، یکپارچگی سطح را نقض کرده و باعث خوردگی گالوانیکی با زیرلایه مجاور می‌شود که منجر به افت شدید Rp می‌شود (جدول 1). طیف EIS و مقاومت در برابر خوردگی آن کاهش می‌یابد. مشاهده می‌شود که توزیع محلی جزایر غنی از Fe3+ به دلیل تغییر شکل پلاستیک، عمدتاً بر مقاومت در برابر خوردگی تأثیر می‌گذارد، که یک پیشرفت در این کار است. بنابراین، این مطالعه تصاویر میکروسکوپی طیف‌سنجی از کاهش مقاومت در برابر خوردگی نمونه‌های SDSS مورد مطالعه با روش تغییر شکل پلاستیک را ارائه می‌دهد.
علاوه بر این، اگرچه آلیاژسازی عناصر خاکی کمیاب در فولادهای دوفازی عملکرد بهتری نشان می‌دهد، اما برهمکنش این عنصر افزودنی با ماتریس فولادی منفرد از نظر رفتار خوردگی طبق میکروسکوپ طیف‌سنجی همچنان مبهم است. ظهور سیگنال‌های Ce (از طریق لبه‌های M XAS) تنها در چند نقطه در طول نورد سرد ظاهر می‌شود، اما در طول تغییر شکل گرم SDSS ناپدید می‌شود، که نشان دهنده رسوب موضعی Ce در ماتریس فولاد، به جای آلیاژسازی همگن است. وجود عناصر خاکی کمیاب در حالی که خواص مکانیکی SDSS6،7 را به طور قابل توجهی بهبود نمی‌بخشد، اندازه آخال‌ها را کاهش می‌دهد و تصور می‌شود که از ایجاد حفره در ناحیه اولیه جلوگیری می‌کند54.
در نتیجه، این کار با تعیین کمیت محتوای شیمیایی اجزای نانومقیاس، تأثیر ناهمگنی سطح بر خوردگی 2507 SDSS اصلاح‌شده با سریم را آشکار می‌کند. ما با تعیین کمیت ریزساختار، شیمی سطح و پردازش سیگنال با استفاده از خوشه‌بندی K-means به این سوال پاسخ می‌دهیم که چرا فولاد ضد زنگ حتی در زیر یک لایه اکسید محافظ نیز خورده می‌شود. مشخص شده است که جزایر غنی از Fe3+، از جمله هماهنگی هشت‌وجهی و چهاروجهی آنها در امتداد کل ویژگی مخلوط Fe2+/Fe3+، منبع آسیب و خوردگی فیلم اکسید نورد سرد SDSS هستند. نانوجزایر تحت سلطه Fe3+ حتی در حضور یک لایه غیرفعال کننده استوکیومتری Cr2O3 کافی، منجر به مقاومت در برابر خوردگی ضعیف می‌شوند. علاوه بر پیشرفت‌های روش‌شناختی در تعیین تأثیر ناهمگنی شیمیایی نانومقیاس بر خوردگی، انتظار می‌رود کارهای مداوم، الهام‌بخش فرآیندهای مهندسی برای بهبود مقاومت در برابر خوردگی فولادهای ضد زنگ در طول فولادسازی باشد.
برای تهیه شمش Ce-2507 SDSS مورد استفاده در این مطالعه، ترکیبی شامل آلیاژ اصلی Fe-Ce که با یک لوله آهن خالص آب‌بندی شده بود، در یک کوره القایی با فرکانس متوسط ​​150 کیلوگرمی ذوب شد تا فولاد مذاب تولید شود و در قالب ریخته شد. ترکیبات شیمیایی اندازه‌گیری شده (درصد وزنی) در جدول تکمیلی 2 فهرست شده‌اند. شمش‌ها ابتدا به صورت بلوک‌هایی فورج گرم می‌شوند. سپس به مدت 60 دقیقه در دمای 1050 درجه سانتیگراد آنیل می‌شوند تا فولاد به حالت محلول جامد بدست آید و سپس در آب تا دمای اتاق کوئنچ می‌شوند. نمونه‌های مورد مطالعه با استفاده از TEM و DOE به طور مفصل مورد مطالعه قرار گرفتند تا فازها، اندازه دانه و مورفولوژی بررسی شوند. اطلاعات دقیق‌تر در مورد نمونه‌ها و فرآیند تولید را می‌توان در منابع دیگر 6،7 یافت.
نمونه‌های استوانه‌ای (φ10 میلی‌متر × 15 میلی‌متر) برای فشرده‌سازی گرم به گونه‌ای پردازش شدند که محور استوانه موازی با جهت تغییر شکل بلوک باشد. فشرده‌سازی در دمای بالا در دماهای مختلف در محدوده 1000 تا 1150 درجه سانتیگراد با استفاده از یک شبیه‌ساز حرارتی Gleeble-3800 با نرخ کرنش ثابت در محدوده 0.01 تا 10 ثانیه بر ثانیه انجام شد. قبل از تغییر شکل، نمونه‌ها با نرخ 10 درجه سانتیگراد بر ثانیه به مدت 2 دقیقه در دمای انتخاب شده گرم شدند تا گرادیان دما از بین برود. پس از دستیابی به یکنواختی دما، نمونه تا مقدار کرنش واقعی 0.7 تغییر شکل داده شد. پس از تغییر شکل، نمونه‌ها بلافاصله با آب کوئنچ شدند تا ساختار تغییر شکل یافته حفظ شود. سپس نمونه سخت شده موازی با جهت فشرده‌سازی برش داده می‌شود. برای این مطالعه خاص، نمونه‌ای با شرایط کرنش گرم 1050 درجه سانتیگراد، 10 ثانیه بر ثانیه انتخاب کردیم زیرا ریزسختی مشاهده شده بالاتر از سایر نمونه‌ها بود7.
نمونه‌های حجیم (80 × 10 × 17 میلی‌متر مکعب) از محلول جامد Ce-2507 در یک آسیاب دو غلتکی ناهمزمان سه فاز LG-300 با بهترین خواص مکانیکی در بین سایر سطوح تغییر شکل استفاده شدند. نرخ کرنش و کاهش ضخامت برای هر مسیر به ترتیب 0.2 متر بر ثانیه و 5 درصد است.
برای اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی SDSS، پس از نورد سرد تا کاهش 90 درصدی ضخامت (کرنش واقعی معادل 1.0) و پس از پرس گرم در دمای 1050 درجه سانتیگراد به مدت 10 ثانیه تا کرنش واقعی 0.7، از یک ایستگاه کاری الکتروشیمیایی Autolab PGSTAT128N استفاده شد. این ایستگاه کاری دارای یک سلول سه الکترودی با یک الکترود کالومل اشباع به عنوان الکترود مرجع، یک الکترود شمارنده گرافیتی و یک نمونه SDSS به عنوان الکترود کار است. نمونه‌ها به صورت استوانه‌هایی با قطر 11.3 میلی‌متر برش داده شدند که در طرفین آنها سیم‌های مسی لحیم شده بود. سپس نمونه‌ها با اپوکسی ثابت شدند و یک ناحیه باز کاری به مساحت 1 سانتی‌متر مربع به عنوان الکترود کار (قسمت پایین نمونه استوانه‌ای) باقی ماند. در طول عمل‌آوری اپوکسی و سنباده‌زنی و صیقل‌کاری بعدی مراقب باشید تا از ترک خوردن جلوگیری شود. سطوح کاری با سوسپانسیون صیقل‌کاری الماسی با اندازه ذرات 1 میکرومتر، ساییده و صیقل داده شدند، با آب مقطر و اتانول شسته شدند و در هوای سرد خشک شدند. قبل از اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی، نمونه‌های صیقل داده شده به مدت چند روز در معرض هوا قرار گرفتند تا یک لایه اکسید طبیعی تشکیل شود. محلول آبی FeCl3 (6.0 درصد وزنی)، که طبق توصیه‌های ASTM با HCl تا pH = 1.0 ± 0.01 تثبیت شده است، برای تسریع خوردگی فولاد ضد زنگ55 استفاده می‌شود زیرا در حضور یون‌های کلرید با ظرفیت اکسیدکنندگی قوی و pH پایین (استانداردهای محیطی G48 و A923) خورنده است. قبل از انجام هرگونه اندازه‌گیری، نمونه را به مدت 1 ساعت در محلول آزمایش غوطه‌ور کنید تا به حالت پایدار نزدیک شود. برای نمونه‌های محلول جامد، شکل‌دهی گرم و نورد سرد، اندازه‌گیری‌های امپدانس به ترتیب در پتانسیل‌های مدار باز (OPC) 0.39، 0.33 و 0.25 ولت، در محدوده فرکانسی از 1 105 تا 0.1 هرتز با دامنه 5 میلی‌ولت انجام شد. تمام آزمایش‌های شیمیایی حداقل 3 بار تحت شرایط یکسان تکرار شدند تا از تکرارپذیری داده‌ها اطمینان حاصل شود.
برای اندازه‌گیری‌های HE-SXRD، بلوک‌های فولادی دولایه مستطیلی با ابعاد 1 × 1 × 1.5 میلی‌متر مکعب برای تعیین کمیت ترکیب فاز پرتو یک ویگلر پرانرژی براک‌هاوس در CLS، کانادا56 اندازه‌گیری شدند. جمع‌آوری داده‌ها در هندسه دبای-شرر یا هندسه عبوری در دمای اتاق انجام شد. طول موج پرتو ایکس کالیبره شده با کالیبراتور LaB6، 0.212561 آنگستروم است که مربوط به 58 کیلوالکترون‌ولت است، که بسیار بیشتر از طول موج Cu Kα (8 کیلوالکترون‌ولت) است که معمولاً به عنوان منبع پرتو ایکس آزمایشگاهی استفاده می‌شود. نمونه در فاصله 740 میلی‌متری از آشکارساز قرار داشت. حجم آشکارسازی هر نمونه 0.2 × 0.3 × 1.5 میلی‌متر مکعب است که با اندازه پرتو و ضخامت نمونه تعیین می‌شود. تمام داده‌ها با استفاده از آشکارساز منطقه‌ای Perkin Elmer، آشکارساز اشعه ایکس صفحه تخت، پیکسل‌های ۲۰۰ میکرومتری، ۴۰×۴۰ سانتی‌متر مربع با استفاده از زمان نوردهی ۰.۳ ثانیه و ۱۲۰ فریم جمع‌آوری شدند.
اندازه‌گیری‌های X-PEEM دو سیستم مدل انتخاب‌شده در ایستگاه انتهایی Beamline MAXPEEM PEEM در آزمایشگاه MAX IV (لوند، سوئد) انجام شد. نمونه‌ها به همان روشی که برای اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی آماده شدند، تهیه شدند. نمونه‌های آماده‌شده به مدت چند روز در هوا نگهداری شدند و قبل از تابش فوتون‌های سینکروترون، در یک محفظه خلاء فوق قوی گاززدایی شدند. تفکیک‌پذیری انرژی خط پرتو با اندازه‌گیری طیف بازده یون در ناحیه تحریک از N1s تا 1\(\pi _g^ \ast\) نزدیک hv = 401 eV در N2 با وابستگی انرژی فوتون به E3/2، 57 به دست آمد. طیف‌های تقریبی، ΔE (پهنای خط طیفی) حدود 0.3 eV را در محدوده انرژی اندازه‌گیری شده نشان دادند. بنابراین، با استفاده از یک مونوکروماتور اصلاح‌شده SX-700 با یک توری Si 1200-line mm−1 برای لبه Fe 2p L2,3، لبه Cr 2p L2,3، لبه Ni 2p L2,3 و لبه Ce M4,5، تفکیک انرژی خط پرتو E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 و شار ≈1012 ph/s تخمین زده شد. بنابراین، با استفاده از یک مونوکروماتور اصلاح‌شده SX-700 با یک توری Si 1200-line mm−1 برای لبه Fe 2p L2.3، لبه Cr 2p L2.3، لبه Ni 2p L2.3 و لبه Ce M4.5، تفکیک‌پذیری انرژی خط پرتو E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 و شار ≈1012 ph/s تخمین زده شد. Takim образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 و پست ≈1012 ф/с при использовании modificirovannogo monochromatora SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, cromka Cr 2p L2,3, cromka Ni 2p L2,3 و кромка Ce M4,5. بنابراین، وضوح انرژی کانال پرتو با استفاده از یک مونوکروماتور اصلاح‌شده SX-700 با توری سیلیکونی 1200 خط بر میلی‌متر برای لبه آهن 2p L2,3، لبه کروم 2p L2.3، لبه نیکل 2p L2.3 و لبه سریم M4.5 به صورت E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 و شار ≈1012 f/s تخمین زده شد.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，12Si0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 边缘、Ni 2p Ce M2,3 边缘边缘.因此 ，光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 1200 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p.2p.Ni2.边缘和Ce M4.5 边缘.بنابراین، هنگام استفاده از یک مونوکروماتور اصلاح‌شده SX-700 با یک توری Si با ۱۲۰۰ خط. ۳، لبه Cr 2p L2.3، لبه Ni 2p L2.3 و لبه Ce M4.5.انرژی فوتون را در گام‌های 0.2 eV اسکن کنید. در هر انرژی، تصاویر PEEM با استفاده از یک آشکارساز CMOS کوپل شده با فیبر TVIPS F-216 با 2 x 2 bin ثبت شدند که وضوح 1024 × 1024 پیکسل را در میدان دید 20 میکرومتری فراهم می‌کند. زمان نوردهی تصاویر 0.2 ثانیه و به طور متوسط ​​16 فریم بود. انرژی تصویر فوتوالکترون به گونه‌ای انتخاب می‌شود که حداکثر سیگنال الکترون ثانویه را فراهم کند. تمام اندازه‌گیری‌ها در تابش نرمال با استفاده از یک پرتو فوتون با قطبش خطی انجام شد. اطلاعات بیشتر در مورد اندازه‌گیری‌ها را می‌توان در یک مطالعه قبلی یافت. پس از مطالعه حالت تشخیص بازده کل الکترون (TEY) و کاربرد آن در X-PEEM49، عمق آزمایشی این روش برای سیگنال Cr حدود 4-5 نانومتر و برای Fe حدود 6 نانومتر تخمین زده می‌شود. عمق Cr بسیار نزدیک به ضخامت لایه اکسید (~4 نانومتر)60،61 است در حالی که عمق Fe بزرگتر از ضخامت است. XRD جمع‌آوری‌شده در لبه Fe L ترکیبی از XRD اکسیدهای آهن و Fe0 از ماتریس است. در حالت اول، شدت الکترون‌های ساطع‌شده از همه انواع الکترون‌های ممکن که در TEY نقش دارند، ناشی می‌شود. با این حال، یک سیگنال آهن خالص برای عبور الکترون‌ها از لایه اکسید به سطح و جمع‌آوری توسط آنالیزور به انرژی جنبشی بالاتری نیاز دارد. در این حالت، سیگنال Fe0 عمدتاً به دلیل الکترون‌های اوژه LVV و همچنین الکترون‌های ثانویه ساطع‌شده توسط آنها است. علاوه بر این، شدت TEY ایجاد شده توسط این الکترون‌ها در طول مسیر فرار الکترون کاهش می‌یابد و پاسخ طیفی Fe0 را در نقشه XAS آهن بیشتر کاهش می‌دهد.
ادغام داده‌کاوی در یک مکعب داده (داده‌های X-PEEM) گامی کلیدی در استخراج اطلاعات مرتبط (خواص شیمیایی یا فیزیکی) در یک رویکرد چندبعدی است. خوشه‌بندی K-means به طور گسترده در زمینه‌های مختلفی از جمله بینایی ماشین، پردازش تصویر، تشخیص الگوی بدون نظارت، هوش مصنوعی و تجزیه و تحلیل طبقه‌بندی استفاده می‌شود. به عنوان مثال، خوشه‌بندی K-means در خوشه‌بندی داده‌های تصویر فراطیفی عملکرد خوبی داشته است. در اصل، برای داده‌های چند ویژگی، الگوریتم K-means می‌تواند به راحتی آنها را بر اساس اطلاعات مربوط به ویژگی‌های آنها (خواص انرژی فوتون) گروه‌بندی کند. خوشه‌بندی K-means یک الگوریتم تکراری برای تقسیم داده‌ها به K گروه (خوشه) غیر همپوشانی است که در آن هر پیکسل بسته به توزیع مکانی ناهمگنی شیمیایی در ترکیب ریزساختاری فولاد به یک خوشه خاص تعلق دارد. الگوریتم K-means شامل دو مرحله است: در مرحله اول، K مرکزوار محاسبه می‌شوند و در مرحله دوم، به هر نقطه یک خوشه با مراکزوارهای همسایه اختصاص داده می‌شود. مرکز ثقل یک خوشه به عنوان میانگین حسابی نقاط داده (طیف XAS) برای آن خوشه تعریف می‌شود. فواصل مختلفی برای تعریف مراکز ثقل همسایه به عنوان فاصله اقلیدسی وجود دارد. برای یک تصویر ورودی با ابعاد px و y (که در آن x و y وضوح بر حسب پیکسل هستند)، CK مرکز ثقل خوشه است. سپس می‌توان این تصویر را با استفاده از K-means63 به K خوشه تقسیم‌بندی (خوشه‌بندی) کرد. مراحل نهایی الگوریتم خوشه‌بندی K-means عبارتند از:
مرحله ۲. عضویت همه پیکسل‌ها را بر اساس مرکزوار فعلی محاسبه کنید. به عنوان مثال، از فاصله اقلیدسی d بین مرکز و هر پیکسل محاسبه می‌شود:
مرحله ۳ هر پیکسل را به نزدیکترین مرکز ثقل اختصاص دهید. سپس موقعیت‌های مرکز ثقل K را به صورت زیر دوباره محاسبه کنید:
مرحله 4. فرآیند (معادلات (7) و (8)) را تا همگرایی مراکز تکرار کنید. نتایج نهایی کیفیت خوشه‌بندی به شدت با بهترین انتخاب مراکز اولیه همبستگی دارند. برای ساختار داده PEEM تصاویر فولادی، معمولاً X (x × y × λ) یک مکعب از داده‌های آرایه سه‌بعدی است، در حالی که محورهای x و y اطلاعات مکانی (وضوح پیکسل) را نشان می‌دهند و محور λ مربوط به یک تصویر طیفی انرژی فوتون است. الگوریتم K-means برای کشف مناطق مورد نظر در داده‌های X-PEEM با جدا کردن پیکسل‌ها (خوشه‌ها یا زیربلوک‌ها) بر اساس ویژگی‌های طیفی آنها و استخراج بهترین مراکز (پروفایل‌های طیفی XAS) برای هر خوشه آنالیت استفاده می‌شود. این الگوریتم برای مطالعه توزیع مکانی، تغییرات طیفی محلی، رفتار اکسیداسیون و حالت‌های شیمیایی استفاده می‌شود. به عنوان مثال، الگوریتم خوشه‌بندی K-means برای مناطق لبه L آهن و لبه L کروم در X-PEEM کار گرم و نورد سرد استفاده شد. تعداد مختلفی از K خوشه (نواحی ریزساختار) برای یافتن خوشه‌ها و مراکز ثقل بهینه آزمایش شدند. هنگامی که این اعداد نمایش داده می‌شوند، پیکسل‌ها به مراکز ثقل خوشه مربوطه اختصاص داده می‌شوند. هر توزیع رنگ مربوط به مرکز خوشه است که چیدمان فضایی اشیاء شیمیایی یا فیزیکی را نشان می‌دهد. مراکز ثقل استخراج شده، ترکیبات خطی از طیف‌های خالص هستند.
داده‌های پشتیبان نتایج این مطالعه بنا به درخواست معقول نویسنده مربوطه WC در دسترس هستند.
سیورین، اچ. و سندستروم، آر. چقرمگی شکست فولاد ضد زنگ دوپلکس جوش داده شده. سیورین، اچ. و سندستروم، آر. چقرمگی شکست فولاد ضد زنگ دوپلکس جوش داده شده. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. سیورین، اچ. و سندستروم، آر. چقرمگی شکست فولاد ضد زنگ دوپلکس جوش داده شده. 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. سیورین، اچ. و سندستروم، آر. چقرمگی شکست فولادهای زنگ نزن دوپلکس جوش داده شده.بریتانیا. بخش کسری. خز. 73، 377-390 (2006).
آدامز، اف وی، اولوبامبی، پی ای، پاتگیتر، جی اچ و ون در مرو، جی. مقاومت به خوردگی فولادهای زنگ نزن دوپلکس در محیط‌های منتخب اسیدهای آلی و اسید آلی/کلرید. آدامز، اف وی، اولوبامبی، پی ای، پاتگیتر، جی اچ و ون در مرو، جی. مقاومت به خوردگی فولادهای زنگ نزن دوپلکس در محیط‌های منتخب اسیدهای آلی و اسید آلی/کلرید.آدامز، اف. دبلیو، اولوبامبی، پی. ای، پاتگیتر، جی. خ. و ون در مرو، جی. مقاومت در برابر خوردگی فولادهای زنگ نزن دوپلکس در محیط‌هایی با برخی اسیدهای آلی و اسیدهای آلی/کلریدها. آدامز، اف. Adams، FV، Olubambi، PA، Potgieter، JH & Van Der Merwe، J.آدامز، اف. دبلیو، اولوبامبی، پی. ای، پاتگیتر، جی. خ. و ون در مرو، جی. مقاومت در برابر خوردگی فولادهای زنگ نزن دوپلکس در محیط‌های منتخب اسیدهای آلی و اسیدهای آلی/کلریدها.نگهدارنده. مواد و روش‌ها 57، 107–117 (2010).
باررا، س. و همکاران. رفتار خوردگی-اکسیداتیو آلیاژهای دوتایی Fe-Al-Mn-C. مواد 12، 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. نسل جدید فولادهای سوپر داپلکس برای تجهیزات تولید گاز و نفت. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. نسل جدید فولادهای سوپر داپلکس برای تجهیزات تولید گاز و نفت.Levkov L.، Shurygin D.، Dub V.، Kosyrev K.، Balikoev A. نسل جدید فولادهای سوپر داپلکس برای تجهیزات تولید نفت و گاز.Levkov L.، Shurygin D.، Dub V.، Kosyrev K.، Balikoev A. نسل جدید فولادهای سوپر داپلکس برای تجهیزات تولید گاز و نفت. وبینار E3S 121، 04007 (2019).
کینگکلانگ، اس. و اوتایسنگسوک، وی. بررسی رفتار تغییر شکل گرم فولاد ضد زنگ دوپلکس درجه 2507. متال. کینگکلانگ، اس. و اوتایسنگسوک، وی. بررسی رفتار تغییر شکل گرم فولاد ضد زنگ دوپلکس درجه 2507. متال. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. فلز. کینگکلانگ، اس. و اوتایسنگسوک، وی. مطالعه‌ای بر رفتار تغییر شکل گرم فولاد ضد زنگ دولایه نوع ۲۵۰۷. متال. 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。کینگکلانگ، س. و اوتایسانسوک، و. بررسی رفتار تغییر شکل گرم فولاد ضد زنگ دولایه نوع 2507. فلز.آلما ماتر. ترنس. 48، 95–108 (2017).
ژو، تی. و همکاران. تأثیر نورد سرد کنترل‌شده بر ریزساختار و خواص مکانیکی فولاد ضد زنگ فوق دو رشته‌ای SAF 2507 اصلاح‌شده با سریم. آلما ماتر. علم. بریتانیا. A 766، 138352 (2019).
ژو، تی. و همکاران. خواص ساختاری و مکانیکی ناشی از تغییر شکل حرارتی فولاد ضد زنگ فوق دو رشته‌ای SAF 2507 اصلاح شده با سریم. مجله آلما ماتر. مخزن ذخیره سازی. فناوری. 9، 8379–8390 (2020).
ژنگ، ز.، وانگ، س.، لانگ، ج.، وانگ، ج. و ژنگ، ک. تأثیر عناصر خاکی کمیاب بر رفتار اکسیداسیون دمای بالای فولاد آستنیتی. ژنگ، ز.، وانگ، س.، لانگ، ج.، وانگ، ج. و ژنگ، ک. تأثیر عناصر خاکی کمیاب بر رفتار اکسیداسیون دمای بالای فولاد آستنیتی.ژنگ ز.، وانگ س.، لانگ جی.، وانگ جی. و ژنگ ک. تأثیر عناصر خاکی کمیاب بر رفتار فولاد آستنیتی تحت اکسیداسیون دمای بالا. ژنگ، زی، وانگ، اس، لانگ، جی، وانگ، جی و ژنگ، کی. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 ژنگ، زی، وانگ، اس.، لانگ، جی.، وانگ، جی و ژنگ، ک.ژنگ ز.، وانگ س.، لانگ جی.، وانگ جی. و ژنگ ک. تأثیر عناصر خاکی کمیاب بر رفتار فولادهای آستنیتی در اکسیداسیون دمای بالا.کوروس. علم. 164، 108359 (2020).
لی، ی.، یانگ، گ.، جیانگ، ز.، چن، س. و سان، س. اثرات سریم بر ریزساختار و خواص فولادهای زنگ نزن سوپرفریتی 27Cr-3.8Mo-2Ni. لی، ی.، یانگ، گ.، جیانگ، ز.، چن، س. و سان، س. اثرات سریم بر ریزساختار و خواص فولادهای زنگ نزن سوپرفریتی 27Cr-3.8Mo-2Ni.لی وای.، یانگ جی.، جیانگ زی.، چن کی. و سان اس. تأثیر سلنیوم بر ریزساختار و خواص فولادهای ضد زنگ فوق فریتی 27Cr-3,8Mo-2Ni. لی، یی، یانگ، جی، جیانگ، زی، چن، سی و سان، اس. سی 对27Cr-3.8Mo-2Ni لی، ی.، یانگ، گ.، جیانگ، ز.، چن، س. و سان، س. تأثیر سریم بر ریزساختار و خواص فولاد ضد زنگ سوپرفولاد 27Cr-3.8Mo-2Ni. لی، ی.، یانگ، جی.، جیانگ، زی، چن، سی و سان، اس. لی، ی.، یانگ، گ.، جیانگ، ز.، چن، سی. و سان، س. تأثیر سریم بر ریزساختار و خواص فولاد ضد زنگ سوپرفریتی 27Cr-3,8Mo-2Ni.علامت آهن. استیل‌ماک ۴۷، ۶۷–۷۶ (۲۰۲۰).