از بازدید شما از Nature.com متشکریم. شما از نسخه مرورگری با پشتیبانی محدود از CSS استفاده می‌کنید. برای بهترین تجربه، توصیه می‌کنیم از یک مرورگر به‌روز استفاده کنید (یا حالت سازگاری را در Internet Explorer غیرفعال کنید). علاوه بر این، برای اطمینان از پشتیبانی مداوم، سایت را بدون استایل‌ها و جاوا اسکریپت نمایش می‌دهیم.
یک چرخ و فلک از سه اسلاید را به طور همزمان نمایش می‌دهد. از دکمه‌های قبلی و بعدی برای حرکت بین سه اسلاید به طور همزمان استفاده کنید، یا از دکمه‌های کشویی در انتها برای حرکت بین سه اسلاید به طور همزمان استفاده کنید.
فولاد ضد زنگ پرکاربرد و انواع کارشده‌ی آن به دلیل لایه غیرفعال‌سازی متشکل از اکسید کروم، در برابر خوردگی در شرایط محیطی مقاوم هستند. خوردگی و فرسایش فولاد معمولاً با تخریب این لایه‌ها همراه است، اما به ندرت با ظهور ناهمگنی‌های سطحی، بسته به سطح میکروسکوپی، همراه است. در این کار، ناهمگنی شیمیایی سطح در مقیاس نانو، که توسط میکروسکوپ طیف‌سنجی و آنالیز شیمی‌سنجی شناسایی شده است، به طور غیرمنتظره‌ای بر شکست و خوردگی فولاد ضد زنگ سوپر دوپلکس 2507 (SDSS) اصلاح‌شده با سریم نورد سرد در طول تغییر شکل گرم آن غالب است. اگرچه میکروسکوپ فوتوالکترون اشعه ایکس پوشش نسبتاً یکنواختی از لایه طبیعی Cr2O3 را نشان داد، اما عملکرد غیرفعال‌سازی SDSS نورد سرد به دلیل توزیع محلی نانوجزایر غنی از Fe3+ روی لایه اکسید Fe/Cr ضعیف بود. این دانش در مقیاس 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، خواص ضد خوردگی فروکروم به کروم نسبت داده شده است که اکسیدها/اکسی هیدروکسیدهای قوی تشکیل می‌دهد و در اکثر محیط‌ها رفتار غیرفعال‌کننده از خود نشان می‌دهد. در مقایسه با فولادهای ضد زنگ معمولی (آستنیتی و فریتی) 1، 2، 3، فولادهای ضد زنگ سوپر دوپلکس (SDSS) مقاومت در برابر خوردگی بهتر و خواص مکانیکی عالی 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 عمر مفید طولانی‌تر می‌شود و در نتیجه کاربرد آن را در کنترل آلودگی، ظروف شیمیایی و صنعت نفت و گاز فراساحلی گسترش می‌دهد4. با این حال، محدوده باریک دمای عملیات حرارتی و شکل‌پذیری ضعیف مانع از کاربرد عملی گسترده آنها می‌شود. بنابراین، SDSS برای بهبود عملکرد فوق اصلاح می‌شود. به عنوان مثال، اصلاح Ce در SDSS 2507 (Ce-2507) با محتوای نیتروژن بالا معرفی شد6،7،8. عنصر خاکی کمیاب (Ce) با غلظت مناسب 0.08 درصد وزنی، تأثیر مفیدی بر خواص مکانیکی DSS دارد، زیرا باعث بهبود ریزدانه‌سازی و استحکام مرز دانه می‌شود. مقاومت در برابر سایش و خوردگی، استحکام کششی و استحکام تسلیم و قابلیت کار گرم نیز بهبود می‌یابد9. مقادیر زیادی نیتروژن می‌تواند جایگزین محتوای نیکل گران‌قیمت شود و SDSS را مقرون‌به‌صرفه‌تر کند10.
اخیراً، SDSS در دماهای مختلف (کرایوژنیک، 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، تحت تأثیر عوامل زیادی مانند ناهمگنی ذاتی به دلیل وجود فازهای ناهمگن با مرزهای دانه‌ای مختلف، رسوبات ناخواسته و تغییر شکل‌های فازهای آستنیتی و فریتی با پاسخ‌های متفاوت قرار می‌گیرد. بنابراین، مطالعه خواص دامنه میکروسکوپی چنین لایه‌هایی تا سطح ساختار الکترونیکی برای درک خوردگی SDSS بسیار مهم می‌شود و نیاز به تکنیک‌های تجربی پیچیده دارد. تاکنون، روش‌های حساس به سطح مانند طیف‌سنجی الکترون اوژه11 و طیف‌سنجی فوتوالکترون اشعه ایکس12،13،14،15 و میکروسکوپ گسیل نوری اشعه ایکس سخت (HAX-PEEM)16 عموماً در تشخیص تفاوت‌های شیمیایی در لایه‌های سطحی حالت‌های شیمیایی یک عنصر در مکان‌های مختلف فضای نانومقیاس شکست خورده‌اند. چندین مطالعه اخیر، اکسیداسیون موضعی کروم را با رفتار خوردگی مشاهده شده فولادهای زنگ نزن آستنیتی17، فولادهای مارتنزیتی18 و SDSS19،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 ناشی از ترکیبات مختلف با عناصر تشکیل‌دهنده یکسان، مانند اکسیدهای آهن باشد. این ترکیبات که در نتیجه عملیات ترمومکانیکی اندازه کوچکی به ارث برده‌اند، در مجاورت یکدیگر قرار دارند، اما از نظر ترکیب و حالت اکسیداسیون متفاوت هستند16،21. بنابراین، برای تشخیص ترک خوردگی لایه‌های اکسیدی و ایجاد حفره‌های بعدی، درک ناهمگنی سطح در سطح میکروسکوپی ضروری است. با وجود این الزامات، تخمین‌های کمی مانند ناهمگنی جانبی در اکسیداسیون، به ویژه برای Fe در مقیاس نانو و اتمی، هنوز وجود ندارد و همبستگی آن با مقاومت در برابر خوردگی همچنان ناشناخته مانده است. تا همین اواخر، وضعیت شیمیایی عناصر مختلف، مانند Fe و Ca22، روی نمونه‌های فولادی با استفاده از میکروسکوپ فوتوالکترون اشعه ایکس نرم (X-PEEM) در تأسیسات تابش سینکروترون در مقیاس نانو، به صورت کمی مشخص می‌شد. X-PEEM در ترکیب با طیف‌سنجی جذب اشعه ایکس حساس به مواد شیمیایی (XAS)، اندازه‌گیری‌های XAS را با وضوح مکانی و طیفی بالا امکان‌پذیر می‌کند و اطلاعات شیمیایی در مورد ترکیب عناصر و وضعیت شیمیایی آنها را با وضوح مکانی تا مقیاس بیست و سه نانومتر ارائه می‌دهد. این مشاهده طیف‌سنجی میکروسکوپی از شروع، مشاهدات شیمیایی محلی را تسهیل می‌کند و می‌تواند تغییرات شیمیایی در فضای لایه آهن را که قبلاً بررسی نشده‌اند، 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 یک رویکرد شیمی‌سنجی خوشه‌ای K-means24 برای نقشه‌برداری از همگنی (ناهمگونی) شیمیایی جهانی عناصر درگیر استفاده می‌کند که حالت‌های شیمیایی آنها در یک نمایش آماری ارائه می‌شود. برخلاف خوردگی که با تخریب لایه اکسید کروم در حالت سنتی آغاز می‌شود، در حال حاضر غیرفعال‌سازی کمتر و مقاومت در برابر خوردگی پایین‌تر به نانوجزایر غنی از Fe3+ موضعی در نزدیکی لایه اکسید Fe/Cr نسبت داده می‌شود که ممکن است خواص محافظتی باشند. اکسید، لایه نقطه‌ای را از بین می‌برد 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 بود برای نمونه‌های انتخاب شده در محلول 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 در دمای اتاق دچار حفره‌دار شدن پایدار نشد، اما تجزیه و تحلیل، بینشی در مورد رویدادهای احتمالی شکست و خوردگی بعدی ارائه داد. مدار معادل (شکل 1d) برای برازش طیف طیف‌سنجی امپدانس الکتروشیمیایی (EIS) استفاده شد و نتایج برازش مربوطه در جدول 1 نشان داده شده است. نیم دایره‌های ناقص در نمونه‌های عملیات محلولی و کار گرم شده ظاهر می‌شوند، در حالی که نیم دایره‌های فشرده در نمونه‌های نورد سرد شده ظاهر می‌شوند (شکل 1b). در طیف‌سنجی EIS، شعاع نیم دایره را می‌توان به عنوان مقاومت قطبش (Rp) در نظر گرفت.25،26 Rp مربوط به باند تحت عملیات محلول‌سازی در جدول 1 حدود 135 کیلو اهم بر سانتی‌متر مربع است، با این حال، مقادیر باند تحت عملیات گرم و نورد سرد بسیار کمتر و به ترتیب 34.7 و 2.1 کیلو اهم بر سانتی‌متر مربع است. این کاهش قابل توجه در Rp، همانطور که در گزارش‌های قبلی 27،28،29،30 نشان داده شده است، اثر مضر تغییر شکل پلاستیک بر غیرفعال‌سازی و مقاومت در برابر خوردگی را نشان می‌دهد.
نمودارهای امپدانس و فاز نایکوئیست، b و c امپدانس و فاز بود، و d مدل‌های مدار معادل مربوطه، 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 مدار باز انجام می‌شوند.
ثابت‌های همزمان در نمودار بود نشان داده شده‌اند، که در آن یک فلات در محدوده فرکانس بالا نشان دهنده مقاومت الکترولیت RS26 است. با کاهش فرکانس، امپدانس افزایش می‌یابد و یک زاویه فاز منفی پیدا می‌شود که نشان دهنده غلبه ظرفیت خازنی است. زاویه فاز افزایش می‌یابد و حداکثر را در یک محدوده فرکانسی نسبتاً وسیع حفظ می‌کند و سپس کاهش می‌یابد (شکل 1c). با این حال، در هر سه مورد، این حداکثر هنوز کمتر از 90 درجه است که نشان دهنده رفتار خازنی غیر ایده‌آل به دلیل پراکندگی خازنی است. بنابراین، عنصر فاز ثابت QCPE (CPE) برای نشان دادن توزیع‌های ظرفیت بین سطحی ناشی از زبری یا ناهمگنی سطح، به ویژه در مقیاس اتمی، هندسه فراکتال، تخلخل الکترود، پتانسیل غیر یکنواخت و هندسه با شکل الکترودها استفاده می‌شود31،32. امپدانس CPE:
که در آن j عدد موهومی و ω فرکانس زاویه‌ای است. QCPE یک ثابت مستقل از فرکانس است که متناسب با سطح باز مؤثر الکترولیت است. n یک عدد توانی بدون بعد است که انحراف یک خازن از ظرفیت ایده‌آل را توصیف می‌کند، یعنی هرچه n به ۱ نزدیک‌تر باشد، CPE به خازنی خالص نزدیک‌تر است، در حالی که اگر n نزدیک به صفر باشد، مقاومتی به نظر می‌رسد. انحرافات کوچک n، نزدیک به ۱، نشان دهنده رفتار خازنی غیر ایده‌آل سطح پس از آزمایش‌های قطبش است. QCPE SDSS نورد سرد به طور قابل توجهی بالاتر از نمونه‌های مشابه آن است، به این معنی که کیفیت سطح یکنواخت‌تر 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 کننده روی سطح، منجر به مقاومت عالی در برابر خوردگی SDSS می‌شود17. چنین لایه‌های غیرفعال کننده‌ای معمولاً غنی از اکسیدها و/یا هیدروکسیدهای Cr3+ هستند، که عمدتاً در ترکیب با اکسیدهای Fe2+، اکسیدهای Fe3+ و/یا (اکسی)هیدروکسیدهای Fe3+ هستند33. با وجود یکنواختی سطح یکسان، لایه اکسید غیرفعال کننده و عدم مشاهده ترک خوردگی سطحی طبق اندازه‌گیری‌های میکروسکوپی6،7، رفتار خوردگی SDSS نورد گرم و نورد سرد متفاوت است، بنابراین مطالعه عمیق ویژگی‌های ریزساختاری برای تغییر شکل فولاد ضروری است.
ریزساختار فولاد ضد زنگ تغییر شکل یافته با استفاده از اشعه ایکس پرانرژی ذاتی و سینکروترون (شکل‌های تکمیلی 1، 2) به صورت کمی مورد مطالعه قرار گرفت. تجزیه و تحلیل دقیقی در اطلاعات تکمیلی ارائه شده است. اگرچه در مورد نوع فاز اصلی اجماع عمومی وجود دارد، اما تفاوت‌هایی در کسرهای فاز حجمی مشاهده شد که در جدول تکمیلی 1 فهرست شده‌اند. این تفاوت‌ها ممکن است به دلیل کسرهای فاز ناهمگن در سطح و حجم باشد که تحت تأثیر عمق‌های مختلف تشخیص پراش اشعه ایکس (XRD) با منابع انرژی مختلف فوتون‌های فرودی قرار می‌گیرند.34. کسرهای آستنیت نسبتاً بالا در نمونه‌های نورد سرد که توسط XRD از یک منبع آزمایشگاهی تعیین شده‌اند، نشان‌دهنده غیرفعال‌سازی بهتر و سپس مقاومت در برابر خوردگی بهتر هستند.35، در حالی که نتایج دقیق‌تر و آماری، روندهای متضادی را در کسرهای فاز نشان می‌دهند. علاوه بر این، مقاومت در برابر خوردگی فولاد به درجه ریز شدن دانه‌ها، کاهش اندازه دانه‌ها، افزایش ریزتغییر شکل‌ها و چگالی نابجایی‌ها که در طول عملیات ترمومکانیکی رخ می‌دهند نیز بستگی دارد.36،37،38. نمونه‌های کار گرم، ماهیت دانه‌ای‌تری نشان دادند که نشان‌دهنده دانه‌های میکرونی است، در حالی که حلقه‌های صاف مشاهده شده در نمونه‌های نورد سرد (شکل تکمیلی 3) نشان‌دهنده ریز شدن قابل توجه دانه‌ها به اندازه نانو در کارهای قبلی بود. این امر باید به تشکیل لایه غیرفعال و افزایش مقاومت در برابر خوردگی کمک کند. چگالی بالاتر نابجایی معمولاً با مقاومت کمتر در برابر حفره‌دار شدن همراه است که با اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی مطابقت خوبی دارد.
تغییرات در حالت شیمیایی ریزدامنه‌های عناصر اصلی به طور سیستماتیک با استفاده از X-PEEM مورد مطالعه قرار گرفت. اگرچه عناصر آلیاژی بیشتری وجود دارد، Cr، Fe، Ni و Ce39 در اینجا انتخاب شده‌اند، زیرا Cr عنصر کلیدی برای تشکیل لایه غیرفعال است، Fe عنصر اصلی فولاد است و Ni غیرفعال‌سازی را افزایش داده و فاز فریت-آستنیتی را متعادل می‌کند. هدف Ce، ساختار و اصلاح است. XAS با تنظیم انرژی پرتو سینکروترون، ویژگی‌های اصلی Cr (لبه L2.3)، Fe (لبه L2.3)، Ni (لبه L2.3) و Ce (لبه M4.5) را از سطح ثبت کرد. -2507 SDSS. تجزیه و تحلیل مناسب داده‌ها با گنجاندن کالیبراسیون انرژی با داده‌های منتشر شده (به عنوان مثال XAS روی Fe L2، 3 دنده 40، 41) انجام شد.
در شکل 2، تصاویر X-PEEM از لبه‌های Ce-2507 SDSS کار گرم (شکل 2a) و نورد سرد (شکل 2d) و لبه‌های XAS Cr و Fe L2,3 مربوطه در موقعیت‌های مشخص شده به صورت جداگانه نشان داده شده است. لبه L2,3 XAS حالت‌های سه‌بعدی اشغال نشده الکترون‌ها را پس از برانگیختگی نوری در سطوح تقسیم اسپین-مدار 2p3/2 (لبه L3) و 2p1/2 (لبه L2) بررسی می‌کند. اطلاعات مربوط به حالت ظرفیت Cr از آنالیز پراش اشعه ایکس لبه L2,3 در شکل‌های 2b و 2d به دست آمد. مقایسه لینک. 42، 43 نشان داد که چهار پیک A (578.3 eV)، B (579.5 eV)، C (580.4 eV) و D (582.2 eV) در نزدیکی لبه L3 مشاهده شدند که منعکس کننده یون‌های Cr3+ هشت‌وجهی، Cr2O3 مربوطه هستند. طیف‌های تجربی با محاسبات نظری، همانطور که در پنل‌های b و e نشان داده شده است، مطابقت دارند. این محاسبات از محاسبات میدان کریستالی چندگانه در فصل مشترک Cr L2.3 با استفاده از میدان کریستالی 2.0 eV44 به دست آمده است. هر دو سطح SDSS کار گرم و نورد سرد شده با یک لایه نسبتاً یکنواخت Cr2O3 پوشش داده شده‌اند.
الف) تصویر حرارتی از SDSS شکل داده شده به روش گرم X-PEEM مربوط به لبه b Cr L2.3 و لبه c Fe L2.3، د) تصویر حرارتی X-PEEM از SDSS نورد سرد مربوط به لبه e Cr L2.3 و f Fe L2.3 از سمت (e). طیف‌های XAS رسم شده در موقعیت‌های مکانی مختلف که روی تصاویر حرارتی (a، d) با خطوط نقطه‌چین نارنجی در (b) و (e) مشخص شده‌اند، طیف‌های XAS شبیه‌سازی شده از Cr3+ با مقدار میدان کریستالی 2.0 eV را نشان می‌دهند. برای تصاویر X-PEEM، از یک پالت حرارتی برای بهبود خوانایی تصویر استفاده می‌شود، 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 یکسان باقی ماند. شکل تکمیلی. در شکل 5-9 تصاویر X-PEEM و طیف‌های XAS مربوطه برای Ni و Ce در موقعیت‌های مختلف روی سطح نمونه‌های کار گرم و نورد سرد نشان داده شده است. Ni XAS حالت اکسیداسیون Ni2+ را در کل سطح اندازه‌گیری شده نمونه‌های کار گرم و نورد سرد نشان می‌دهد (بحث تکمیلی). قابل توجه است که در مورد نمونه‌های کار گرم، سیگنال XAS مربوط به Ce مشاهده نمی‌شود، در حالی که طیف Ce3+ نمونه‌های نورد سرد در یک نقطه مشاهده می‌شود. مشاهده نقاط Ce در نمونه‌های نورد سرد نشان داد که Ce عمدتاً به شکل رسوبات وجود دارد.
در SDSS تغییر شکل حرارتی یافته، هیچ تغییر ساختاری موضعی در XAS در لبه Fe L2.3 مشاهده نشد (شکل 2c). با این حال، همانطور که در شکل 2f نشان داده شده است، ماتریس Fe به صورت میکروسکوپی حالت شیمیایی خود را در هفت نقطه تصادفی انتخاب شده در SDSS نورد سرد تغییر می‌دهد. 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 استفاده از 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 به صورت اسپینل Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 با جای خالی در موقعیت‌های eg بیان می‌شود. بنابراین، یون‌های Fe3+ در γ-Fe2O3 هر دو موقعیت Td و Oh را دارند. همانطور که در کار قبلی ذکر شد، اگرچه نسبت شدت این دو متفاوت است، 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 این مورد را رد می‌کند. با در نظر گرفتن مورد Fe3O4 با ترکیبات Fe2+ و Fe3+، مشخص است که یک ویژگی اول ضعیف‌تر (قوی‌تر) در لبه L3 آهن، نشان‌دهنده عدم اشغال کوچکتر (بیشتر) در حالت t2g است. این امر در مورد Fe2+ (Fe3+) نیز صدق می‌کند، که نشان‌دهنده افزایش علامت اول است که نشان‌دهنده افزایش محتوای Fe2+47 است. این نتایج نشان می‌دهد که Fe2+ و γ-Fe2O3، α-Fe2O3 و/یا Fe3O4 بر روی سطوح نورد سرد کامپوزیت‌ها غالب هستند.
تصاویر حرارتی الکترونی گسیل نوری بزرگ‌شده از طیف‌های XAS (a، c) و (b، d) در لبه Fe L2،3 در موقعیت‌های مکانی مختلف در نواحی منتخب 2 و E در شکل‌های 2d.
داده‌های تجربی به‌دست‌آمده (شکل 4a و شکل تکمیلی 11) رسم و با داده‌های ترکیبات خالص 40، 41، 48 مقایسه شدند. اساساً، سه نوع مختلف از طیف‌های XAS لبه L آهن که به‌صورت تجربی مشاهده شده‌اند (XAS-1، XAS-2 و XAS-3: شکل 4a) در مکان‌های مکانی متفاوت مشاهده شدند. به‌طور خاص، طیفی مشابه 2-a (که با XAS-1 نشان داده می‌شود) در شکل 3b در کل ناحیه مورد نظر مشاهده شد و پس از آن طیف 2-b (با برچسب XAS-2) قرار گرفت، در حالی که طیفی مشابه E-3 که در شکل 3d (که با XAS-3 نشان داده می‌شود) مشاهده شد، در مکان‌های موضعی خاصی مشاهده شده است. معمولاً از چهار پارامتر برای شناسایی حالت‌های ظرفیت موجود در یک نمونه کاوشگر استفاده می‌شود: (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 آهن، 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.
سه داده تجربی مختلف مشاهده شده (خطوط ممتد XAS-1، XAS-2 و XAS-3 مربوط به 2-a، 2-b و E-3 ​​در شکل 2 و شکل 3) در مقایسه با طیف‌های مقایسه‌ای شبیه‌سازی شده XAS، هشت‌وجهی‌های Fe2+، Fe3+، مقادیر میدان کریستالی به ترتیب 1.0 eV و 1.5 eV، b-d داده‌های تجربی اندازه‌گیری شده (XAS-1، XAS-2، XAS-3) و داده‌های LCF بهینه شده مربوطه (خط مشکی ممتد)، و مقایسه 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 استاندارد40،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، به دلیل لبه کوچکی که در همه داده‌ها مشاهده کردیم و این واقعیت که فلز آهن جزء اصلی فولاد است، در همه موارد 10٪ Fe0 در نظر گرفته شد. 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.در واقع، X-PEEM آهن (حدود 6 نانومتر)49 را عمیق‌تر از ضخامت مورد انتظار لایه اکسید (کمی بیش از 4 نانومتر) تشخیص می‌دهد و امکان تشخیص سیگنال‌ها از ماتریس آهن (Fe0) در زیر لایه غیرفعال‌سازی را فراهم می‌کند. ترکیب‌های مختلفی از Fe2+ و Fe3+ برای یافتن بهترین راه‌حل ممکن برای داده‌های تجربی مشاهده شده انجام شد. در شکل 4b ترکیب Fe2+ و Fe3+ را در طیف XAS-1 نشان می‌دهد، که در آن نسبت‌های Fe2+ و Fe3+ نزدیک به هم هستند، حدود 45٪، که نشان دهنده حالت اکسیداسیون مختلط Fe است. در حالی که برای طیف XAS-2، درصد Fe2+ و Fe3+ به ترتیب حدود 30٪ و 60٪ می‌شود. محتوای Fe2+ کمتر از Fe3+ است. نسبت Fe2+ به Fe3 برابر با 1:2 به این معنی است که Fe3O4 می‌تواند با همان نسبت یون‌های آهن تشکیل شود. علاوه بر این، برای طیف XAS-3، درصد Fe2+ و Fe3+ به حدود 10% و 80% تغییر کرد 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+، طیف‌های XAS-3 به همراه استانداردهای مختلف Fe3+ در شکل 4e رسم شده‌اند که شباهت با هر دو استاندارد را در هنگام در نظر گرفتن پیک B نشان می‌دهند. با این حال، شدت شانه (A: از Fe2+) و نسبت شدت B/A نشان می‌دهد که طیف XAS-3 نزدیک به γ-Fe2O3 است اما با آن یکسان نیست. در مقایسه با γ-Fe2O3 توده‌ای، شدت Fe 2p XAS پیک A SDSS کمی بیشتر است (شکل 4e)، که نشان‌دهنده شدت Fe2+ بالاتر است. اگرچه طیف XAS-3 مشابه طیف γ-Fe2O3 است، که در آن Fe3+ در هر دو موقعیت Oh و Td وجود دارد، شناسایی حالت‌های ظرفیت مختلف و هماهنگی تنها توسط لبه L2,3 یا نسبت شدت L2/L3 هنوز یک مشکل است. این موضوع به دلیل پیچیدگی عوامل مختلف دخیل در طیف نهایی، موضوع بحث مکرری است41.
علاوه بر تمایز طیفی حالت‌های شیمیایی مناطق مورد نظر انتخاب شده که در بالا توضیح داده شد، ناهمگونی شیمیایی کلی عناصر کلیدی Cr و Fe با طبقه‌بندی تمام طیف‌های XAS به‌دست‌آمده روی سطح نمونه با استفاده از روش خوشه‌بندی K-means ارزیابی شد. پروفیل‌های لبه Cr L به گونه‌ای تنظیم شدند که دو خوشه بهینه را که به صورت فضایی در نمونه‌های کار گرم و نورد سرد شده نشان داده شده در شکل‌های 5 توزیع شده‌اند، تشکیل دهند. واضح است که هیچ تغییر ساختاری محلی مشاهده نشد، زیرا دو مرکز طیف‌های XAS Cr بسیار مشابه هستند. این شکل‌های طیفی دو خوشه تقریباً مشابه شکل‌های مربوط به Cr2O342 هستند، به این معنی که لایه‌های Cr2O3 نسبتاً به طور یکنواخت در SDSS توزیع شده‌اند.
یک خوشه از نواحی Cr لبه L مربوط به K-means، b مرکزوارهای XAS مربوط به آن. نتایج مقایسه K-means X-PEEM از SDSS نورد سرد: c خوشه از نواحی لبه K-means مربوط به Cr L2,3 و d مرکزوارهای XAS مربوط به آن.
برای نشان دادن یک نقشه لبه FeL پیچیده‌تر، از چهار و پنج خوشه بهینه شده و مراکز ثقل (توزیع‌های طیفی) مرتبط با آنها به ترتیب برای نمونه‌های کار گرم و نورد سرد استفاده شده است. بنابراین، درصد (%) Fe2+ و Fe3+ را می‌توان با تنظیم 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\) که به ترتیب 0.440 و 0.036 ولت است. مناطقی با پتانسیل پایین‌تر، محتوای بیشتری از ترکیبات Fe3+ دارند. توزیع پتانسیل در یک نمونه تغییر شکل حرارتی یافته، 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 مرتبط با موقعیت دیگری در لایه‌های داخلی زیرین مشاهده نشد (شکل 6b). برعکس، برای ترکیب اکسیدهای مختلف با مقادیر مختلف Fe2+ و Fe3+ در SDSS نورد سرد، می‌توان ماهیت غیر یکنواخت شبه پتانسیل را مشاهده کرد (شکل 6c، d). اکسیدهای Fe3+ و/یا (اکسی)هیدروکسیدهای Fe3+ اجزای اصلی خوردگی در فولاد هستند و نسبت به اکسیژن و آب نفوذپذیرند50. در این حالت، می‌توان مشاهده کرد که جزایر غنی از Fe3+ به صورت محلی توزیع شده‌اند و می‌توانند به عنوان مناطق خوردگی در نظر گرفته شوند. در این حالت، گرادیان در میدان پتانسیل، به جای مقدار مطلق پتانسیل، می‌تواند به عنوان شاخصی برای محلی‌سازی مناطق خوردگی فعال در نظر گرفته شود51. این توزیع ناهمگن Fe2+ و Fe3+ روی سطح SDSS نورد سرد می‌تواند خواص شیمیایی محلی را تغییر داده و مساحت سطح مؤثرتری را در ترک‌خوردگی فیلم اکسید و واکنش‌های خوردگی فراهم کند، در نتیجه به ماتریس فلزی زیرین اجازه می‌دهد تا به طور مداوم خورده شود و در نتیجه ناهمگنی داخلی ایجاد شود و ویژگی‌های محافظتی لایه غیرفعال را کاهش دهد.
خوشه‌های K-میانگین نواحی لبه Fe L2,3 و مراکز ثقل XAS مربوطه برای X-PEEM کار گرم a-c و SDSS نورد سرد d-f. نمودار خوشه a و d K-میانگین روی تصویر X-PEEM قرار گرفته است. پتانسیل‌های شبه الکترود تخمینی (epseudo) همراه با نمودارهای خوشه K-میانگین ذکر شده‌اند. روشنایی یک تصویر X-PEEM مانند رنگ موجود در شکل 2 مستقیماً با شدت جذب اشعه ایکس متناسب است.
کروم نسبتاً یکنواخت اما حالت شیمیایی متفاوت آهن منجر به منشأ متفاوت ترک خوردگی لایه اکسید و الگوهای خوردگی در Ce-2507 نورد گرم و نورد سرد می‌شود. این خاصیت Ce-2507 نورد سرد به خوبی شناخته شده است. با توجه به تشکیل اکسیدها و هیدروکسیدهای آهن در هوای اتمسفر، واکنش‌های زیر در این کار به عنوان واکنش‌های خنثی در نظر گرفته می‌شوند:
بر اساس اندازه‌گیری X-PEEM، واکنش فوق در موارد زیر رخ داده است. 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 تقویت می‌کند. قرار گرفتن طولانی مدت در معرض هوا منجر به تشکیل اکسیدهای Fe3O4 و/یا Fe2O3 پس از Fe(OH)252،53 خواهد شد. دو نوع Fe پایدار، Fe3O4 و Fe2O3، همچنین می‌توانند در یک لایه محافظ غنی از Cr3+ تشکیل شوند، جایی که Fe3O4 ساختار یکنواخت و منسجم 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 طیف‌های XAS-3 مشاهده شده در چندین موقعیت، تبدیل کامل به γ-Fe2O3 را نشان دادند. از آنجایی که پرتوهای ایکس بدون پوشش، عمق نفوذی تقریباً ۵۰ نانومتر دارند، سیگنال حاصل از لایه زیرین منجر به شدت بالاتری از پیک A می‌شود.
طیف XRD نشان می‌دهد که جزء Fe در لایه اکسید دارای ساختار لایه‌ای است که با لایه اکسید کروم ترکیب شده است. برخلاف ویژگی غیرفعال شدن خوردگی به دلیل ناهمگنی موضعی Cr2O317، با وجود لایه یکنواخت Cr2O3 در این مطالعه، مقاومت به خوردگی پایینی در این مورد، به ویژه برای نمونه‌های نورد سرد شده، مشاهده شد. رفتار مشاهده شده را می‌توان به عنوان ناهمگونی حالت اکسیداسیون شیمیایی لایه بالایی (Fe) که بر عملکرد خوردگی تأثیر می‌گذارد، درک کرد. انتقال آهسته یون‌های فلزی یا اکسیژن در شبکه به دلیل استوکیومتری یکسان لایه‌های بالایی (اکسید آهن) و پایینی (اکسید کروم)52،53 منجر به برهمکنش (چسبندگی) بهتر بین آنها می‌شود. این به نوبه خود، مقاومت به خوردگی را بهبود می‌بخشد. بنابراین، استوکیومتری پیوسته، یعنی یک حالت اکسیداسیون Fe، نسبت به تغییرات ناگهانی استوکیومتری ارجحیت دارد. SDSS تغییر شکل حرارتی یافته دارای سطح یکنواخت‌تر و لایه محافظ متراکم‌تری است که مقاومت به خوردگی بهتری را فراهم می‌کند. با این حال، برای SDSS نورد سرد، وجود جزایر غنی از Fe3+ در زیر لایه محافظ، یکپارچگی سطح را از بین می‌برد و باعث خوردگی گالوانیکی زیرلایه مجاور می‌شود که منجر به کاهش Rp (جدول 1) در طیف‌های EIS و مقاومت خوردگی آن می‌شود. بنابراین، جزایر توزیع‌شده محلی غنی از Fe3+ به دلیل تغییر شکل پلاستیک، عمدتاً بر عملکرد مقاومت در برابر خوردگی تأثیر می‌گذارند که یک پیشرفت در این کار است. بنابراین، این مطالعه طیف‌سنجی میکروسکوپی از کاهش مقاومت در برابر خوردگی ناشی از تغییر شکل پلاستیک نمونه‌های SDSS مورد مطالعه را ارائه می‌دهد.
علاوه بر این، اگرچه آلیاژسازی عناصر نادر خاکی در فولادهای دوفازی عملکرد بهتری دارد، اما برهمکنش این عنصر اضافه شده با ماتریس فولادی منفرد از نظر رفتار خوردگی، بر اساس مشاهدات میکروسکوپی طیف‌سنجی، همچنان مبهم است. سیگنال Ce (در امتداد لبه XAS M) تنها در چند موقعیت 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. اگرچه خواص مکانیکی SDSS بهبود نمی‌یابد6،7، اما وجود REE اندازه آخال‌ها را کاهش می‌دهد و تصور می‌شود که از ایجاد حفره در مبدا 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 مطالعه کمی ریزساختار، وضعیت شیمیایی ویژگی‌های سطح و پردازش سیگنال با استفاده از خوشه‌بندی K-means به این سوال پاسخ دادیم که چرا فولاد ضد زنگ حتی زمانی که با یک لایه اکسید محافظ پوشش داده شده است، دچار خوردگی می‌شود. مشخص شده است که جزایر غنی از Fe3+، از جمله هماهنگی هشت‌وجهی و چهاروجهی آنها در سراسر ساختار مخلوط Fe2+/Fe3+، منبع تخریب لایه اکسید و منبع خوردگی SDSS نورد سرد 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 انجام شده در تعیین تأثیر ناهمگنی شیمیایی نانومقیاس بر خوردگی، انتظار می‌رود کار حاضر الهام‌بخش فرآیندهای مهندسی برای بهبود مقاومت در برابر خوردگی فولادهای ضد زنگ در طول فولادسازی باشد.
برای تهیه شمش‌های Ce-2507 SDSS مورد استفاده در این مطالعه، اجزای مخلوط، شامل آلیاژ اصلی Fe-Ce که با لوله‌های آهن خالص آب‌بندی شده بود، در یک کوره القایی با فرکانس متوسط ​​150 کیلوگرمی ذوب شدند تا فولاد مذاب تولید شود و در قالب‌های ریخته‌گری ریخته شدند. ترکیبات شیمیایی اندازه‌گیری شده (درصد وزنی) در جدول تکمیلی 2 فهرست شده‌اند. شمش ابتدا به صورت بلوک‌هایی به صورت داغ شکل داده می‌شود. سپس فولاد به مدت 60 دقیقه در دمای 1050 درجه سانتیگراد تا رسیدن به محلول جامد آنیل شد و سپس در آب تا دمای اتاق کوئنچ شد. نمونه‌های مورد مطالعه با استفاده از TEM و DOE به طور مفصل مورد مطالعه قرار گرفتند تا فازها، اندازه دانه و مورفولوژی آنها بررسی شود. اطلاعات دقیق‌تر در مورد نمونه‌ها و فرآیند تولید را می‌توان در منابع دیگر 6،7 یافت.
نمونه‌های استوانه‌ای (φ10 میلی‌متر × 15 میلی‌متر) را برای پرس گرم با محور استوانه موازی با جهت تغییر شکل بلوک، پردازش کنید. فشرده‌سازی در دمای بالا با نرخ کرنش ثابت در محدوده 0.01-10 s-1 در دماهای مختلف در محدوده 1000-1150 درجه سانتیگراد با استفاده از یک شبیه‌ساز حرارتی Gleeble-3800 انجام شد. قبل از تغییر شکل، نمونه‌ها در دمای انتخاب شده با نرخ 10 درجه سانتیگراد بر ثانیه به مدت 2 دقیقه گرم شدند تا گرادیان دما از بین برود. پس از دستیابی به یکنواختی دما، نمونه‌ها تا مقدار کرنش واقعی 0.7 تغییر شکل داده شدند. پس از تغییر شکل، بلافاصله با آب کوئنچ می‌شود تا ساختار تغییر شکل یافته حفظ شود. سپس نمونه‌های سخت شده موازی با جهت فشرده‌سازی برش داده شدند. برای این مطالعه خاص، ما نمونه‌ای را انتخاب کردیم که به دلیل ریزسختی مشاهده شده بالاتر نسبت به سایر نمونه‌ها، در دمای 1050 درجه سانتیگراد، 10 s-1 تغییر شکل حرارتی داده شده بود.
نمونه‌های حجیم (80 × 10 × 17 میلی‌متر مکعب) از محلول جامد Ce-2507 بر روی یک دستگاه تغییر شکل دو غلتکی ناهمزمان سه فاز LG-300 آزمایش شدند که بهترین خواص مکانیکی را در بین سایر کلاس‌های تغییر شکل ارائه داد6. نرخ کرنش و کاهش ضخامت برای هر مسیر به ترتیب 0.2 متر بر ثانیه و 5 درصد بود.
برای اندازه‌گیری الکتروشیمیایی SDSS پس از نورد سرد تا ۹۰٪ کاهش ضخامت (۱.۰ معادل کرنش واقعی) و پرس گرم تا ۰.۷ کرنش واقعی در دمای ۱۰۵۰ درجه سانتیگراد و زمان ۱۰ ثانیه، 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 ۱۱.۳ میلی‌متر برش داده شدند که در طرفین آنها سیم‌های مسی لحیم شده بود. سپس نمونه با رزین اپوکسی ریخته شد و یک ناحیه باز کاری به مساحت ۱ سانتی‌متر مربع به عنوان الکترود کار (سطح زیرین نمونه استوانه‌ای) باقی ماند. در طول پخت اپوکسی و در طول سنباده‌زنی و صیقل‌کاری بعدی مراقب باشید تا از ترک خوردن جلوگیری شود. سطح کار با سوسپانسیون صیقل‌کاری الماسی با اندازه ذرات ۱ میکرون، صیقل داده شده و با آب مقطر و اتانول تمیز شده و در هوای سرد خشک می‌شود. 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 با HCl تا pH = 1.0 ± 0.01 پایدار شده است، برای تسریع خوردگی فولاد ضد زنگ55 استفاده شده است، زیرا در محیط‌های تهاجمی که یون‌های کلرید با قدرت اکسیدکنندگی قوی و pH پایین مطابق با ASTM وجود دارند، یافت می‌شود. استانداردهای پیشنهادی G48 و A923 هستند. نمونه‌ها قبل از انجام هرگونه اندازه‌گیری به مدت 1 ساعت در محلول آزمایش غوطه‌ور شدند تا به حالتی نزدیک به حالت سکون برسند. برای نمونه‌های محلول جامد، نمونه‌های کار گرم و نورد سرد، محدوده فرکانس اندازه‌گیری امپدانس 1 × 105 ~ 0.1 هرتز و پتانسیل مدار باز (OPS) 5 میلی‌ولت بود که به ترتیب 0.39، 0.33 و 0.25 VSCE بود. هر آزمایش الکتروشیمیایی روی هر نمونه حداقل سه بار تحت شرایط یکسان تکرار شد تا از تکرارپذیری داده‌ها اطمینان حاصل شود.
برای اندازه‌گیری‌های HE-SXRD، بلوک‌های فولادی دولایه مستطیلی 1 × 1 × 1.5 میلی‌متر مکعبی بر روی خط ویگلر پرانرژی براک‌هاوس در CLS کانادا اندازه‌گیری شدند تا ترکیب فازی تعیین شود56. جمع‌آوری داده‌ها در دمای اتاق و در هندسه دبای-شرر یا هندسه انتقال انجام شد. طول موج اشعه 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 اشعه ایکس آزمایشگاهی استفاده می‌شود. نمونه در فاصله 740 میلی‌متری از آشکارساز قرار می‌گیرد. حجم آشکارسازی هر نمونه 0.2 × 0.3 × 1.5 میلی‌متر مکعب است که با اندازه پرتو و ضخامت نمونه تعیین می‌شود. هر یک از این داده‌ها با استفاده از یک 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 شد.
اندازه‌گیری‌های X-PEEM دو سیستم مدل انتخاب‌شده در ایستگاه انتهایی PEEM خط Beamline MAXPEEM در آزمایشگاه MAX IV (لوند، سوئد) انجام شد. نمونه‌ها به همان روشی که برای اندازه‌گیری‌های الکتروشیمیایی تهیه شدند، آماده شدند. نمونه‌های تهیه‌شده به مدت چند روز در هوا نگهداری شدند و قبل از تابش فوتون‌های سینکروترون، در یک محفظه خلاء فوق قوی گاززدایی شدند. وضوح انرژی پرتو با اندازه‌گیری طیف خروجی یون از N1s تا 1\(\pi _g^ \ast\) ناحیه تحریک با hv = 401 eV در N2 و وابستگی انرژی فوتون به E3/2.57 بدست می‌آید. برازش طیفی، ΔE (پهنای خط طیفی) ~0.3 eV را در محدوده انرژی اندازه‌گیری شده نشان داد. 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 通迹0 通迹0单色器和Si 1200 ×mm−1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 逹0 过单色器 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 蒌4 M.بنابراین، هنگام استفاده از یک مونوکروماتور اصلاح‌شده SX-700 و یک توری Si با 1200 خط. 3، لبه Cr 2p L2.3، لبه Ni 2p L2.3 و لبه Ce M4.5.انرژی فوتون را در گام‌های 0.2 eV گسترش دهید. در هر انرژی، تصاویر PEEM با استفاده از یک آشکارساز TVIPS F-216 CMOS با اتصال فیبر نوری binning 2 x 2 که 1024 × 1024 پیکسل را در میدان دید 20 میکرومتر فراهم می‌کند، ثبت شدند. زمان نوردهی تصاویر 0.2 ثانیه و به طور متوسط ​​16 فریم است. انرژی تصویر فوتوالکترون به گونه‌ای انتخاب شده است که حداکثر سیگنال الکترون ثانویه را فراهم کند. همه اندازه‌گیری‌ها در تابش نرمال یک پرتو فوتون با قطبش خطی انجام می‌شوند. برای اطلاعات بیشتر در مورد اندازه‌گیری‌ها، به مطالعه قبلی 58 مراجعه کنید. پس از مطالعه حالت تشخیص بازده کل الکترون (TEY)59 و کاربرد آن در X-PEEM، عمق تشخیص این روش برای سیگنال Cr حدود 4 تا 5 نانومتر و برای سیگنال 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 لایه اکسید است. XAS جمع‌آوری‌شده در نزدیکی لبه Fe L ترکیبی از اکسید آهن XAS و FeO از ماتریس است. در حالت اول، شدت الکترون‌های ساطع‌شده به دلیل تمام انواع ممکن الکترون‌هایی است که در TEY نقش دارند. با این حال، یک سیگنال آهن خالص برای عبور الکترون‌ها از لایه اکسید، رسیدن به سطح و جمع‌آوری توسط آنالیزور به انرژی جنبشی بالاتری نیاز دارد. در این حالت، سیگنال Fe0 عمدتاً به دلیل الکترون‌های اوژه LVV و الکترون‌های ثانویه ساطع‌شده توسط آنها است. علاوه بر این، شدت TEY ایجاد شده توسط این الکترون‌ها در طول مسیر فرار الکترون49 کاهش می‌یابد و امضای طیفی Fe0 را در نقشه XAS آهن بیشتر کاهش می‌دهد.
ادغام داده‌کاوی در مکعب‌های داده (داده‌های X-PEEM) گامی کلیدی در استخراج اطلاعات مرتبط (خواص شیمیایی یا فیزیکی) به صورت چندبعدی است. خوشه‌بندی K-means به طور گسترده در چندین زمینه از جمله بینایی ماشین، پردازش تصویر، تشخیص الگوی بدون نظارت، هوش مصنوعی و تجزیه و تحلیل طبقه‌بندی استفاده می‌شود24. به عنوان مثال، خوشه‌بندی K-means به خوبی در خوشه‌بندی داده‌های تصویر فراطیفی62 به کار می‌رود. در اصل، برای داده‌های چند شیء، الگوریتم K-means می‌تواند به راحتی آنها را بر اساس اطلاعات مربوط به ویژگی‌هایشان (ویژگی‌های 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 از دو مرحله تشکیل شده است: مرحله اول محاسبه مراکز K و مرحله دوم اختصاص هر نقطه به خوشه‌ای با مراکز همسایه. مرکز ثقل یک خوشه به عنوان میانگین حسابی نقاط داده (طیف XAS) آن خوشه تعریف می‌شود. فواصل مختلفی برای تعریف مراکز ثقل همسایه به عنوان فواصل اقلیدسی وجود دارد. برای یک تصویر ورودی با ابعاد px و y (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. درجه 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 خوشه با انتخاب بهینه مراکز اولیه همبستگی بالایی دارند63. برای ساختار داده PEEM تصاویر فولادی، معمولاً X (x × y × λ) مکعبی از داده‌های آرایه سه‌بعدی است، در حالی که محورهای x و y اطلاعات مکانی (وضوح پیکسل) را نشان می‌دهند و محور λ مربوط به حالت طیفی انرژی فوتون‌ها است. از الگوریتم K-means برای کشف مناطق مورد نظر در داده‌های X-PEEM با جداسازی پیکسل‌ها (خوشه‌ها یا زیربلوک‌ها) بر اساس ویژگی‌های طیفی آنها و استخراج بهترین مرکز (منحنی طیفی XAS) برای هر آنالیت (خوشه) استفاده شد. این الگوریتم برای مطالعه توزیع مکانی، تغییرات طیفی محلی، رفتار اکسیداسیون و حالت شیمیایی استفاده می‌شود. به عنوان مثال، از 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-خوشه‌ها (نواحی ریزساختاری) برای یافتن بهترین خوشه‌ها و مراکز ثقل آزمایش شدند. هنگامی که نمودار نمایش داده می‌شود، پیکسل‌ها به مراکز ثقل خوشه صحیح 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، از نویسنده‌ی مربوطه در 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.پروژه. فرکتال. 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 محیط‌هایی با برخی اسیدهای آلی و اسیدهای آلی/کلریدها.ضد خوردگی. مواد روش 57، 107–117 (2010).
بارلا اس. و همکاران. خواص خوردگی-اکسیداسیونی 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang، S. & Uthaisangsuk، V. 2507کینگکلانگ، س. و اوتایسانسوک، و. بررسی رفتار تغییر شکل گرم فولاد ضد زنگ دولایه نوع 2507. فلز.آلما ماتر. ترنس. A 48، 95–108 (2017).
ژو، تی. و همکاران. تأثیر نورد سرد کنترل‌شده بر ریزساختار و خواص مکانیکی فولاد ضد زنگ فوق دوپلکس SAF 2507 اصلاح‌شده با سریم. آلما ماتر. پروژه علمی. A 766، 138352 (2019).
ژو، تی. و همکاران. ساختار و خواص مکانیکی ناشی از تغییر شکل گرم 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.خوردگی. علم. 164، 108359 (2020).