Köszönjük, hogy felkereste a Nature.com weboldalt. Az Ön által használt böngészőverzió korlátozott CSS-támogatással rendelkezik. A legjobb élmény érdekében javasoljuk, hogy egy frissített böngészőt használjon (vagy tiltsa le a kompatibilitási módot az Internet Explorerben). Időközben a folyamatos támogatás biztosítása érdekében stílusok és JavaScript nélkül jelenítjük meg az oldalt.
A széles körben használt rozsdamentes acél és kovácsolt változatai környezeti körülmények között ellenállnak a korróziónak a króm-oxidból álló passziváló rétegnek köszönhetően. Az acél korróziója és eróziója hagyományosan ezen rétegek tönkremenetelével jár, de mikroszkopikus szinten ritkán, a felületi inhomogenitás eredetétől függően. Ebben a munkában a spektroszkópiai mikroszkópia és kemometriai analízis által kimutatott nanoskálájú felületi kémiai heterogenitás váratlanul dominálja a hidegen hengerelt, cériummal módosított szuperduplex rozsdamentes acél 2507 (SDSS) bomlását és korrózióját a melegdeformációs viselkedése során. Bár a röntgenfotoelektron-mikroszkópia a természetes Cr2O3 réteg viszonylag egyenletes lefedését mutatta, a hidegen hengerelt SDSS gyenge passzivációs eredményeket mutatott a Fe3+-ban gazdag nanoszigetek lokalizált eloszlása ​​​​miatt az Fe/Cr-oxid rétegen. Ez az atomi szintű ismeret mélyreható megértést nyújt a rozsdamentes acél korróziójáról, és várhatóan segíteni fog a hasonló, magas ötvözetű fémek korróziójának leküzdésében.
A rozsdamentes acél feltalálása óta a ferrokróm ötvözetek korrózióállóságát a krómnak tulajdonítják, amely erős oxid/oxi-hidroxid kötést képez, és a legtöbb környezetben passziváló viselkedést mutat. A hagyományos (ausztenites és ferrites) rozsdamentes acélokhoz képest a jobb korrózióállóságú szuperduplex rozsdamentes acélok (SDSS) kiváló mechanikai tulajdonságokkal rendelkeznek1,2,3. A megnövekedett mechanikai szilárdság könnyebb és kompaktabb kialakítást tesz lehetővé. Ezzel szemben a gazdaságos SDSS nagy ellenállással rendelkezik a lyukkorrózióval és a réskorrózióval szemben, ami hosszabb élettartamot és szélesebb körű alkalmazásokat eredményez a szennyezésszabályozásban, a vegyipari tartályokban, valamint a tengeri olaj- és gáziparban4. A hőkezelési hőmérsékletek szűk tartománya és a rossz alakíthatóság azonban akadályozza széles körű gyakorlati alkalmazását. Ezért az SDSS-t módosították a fenti tulajdonságok javítása érdekében. Például a 2507 SDSS-ben (Ce-2507) Ce-módosítást és nagy mennyiségű N 6, 7, 8 adalékolást vezettek be. A megfelelő 0,08 tömeg% ritkaföldfém (Ce) koncentráció jótékony hatással van a DSS mechanikai tulajdonságaira, mivel javítja a szemcsefinomodást és a szemcsehatár szilárdságát. A kopás- és korrózióállóság, a szakítószilárdság és folyáshatár, valamint a melegalakíthatóság is javult9. A nagy mennyiségű nitrogén helyettesítheti a drága nikkeltartalmat, így az SDSS költséghatékonyabbá válik10.
Az SDSS-t az utóbbi időben különböző hőmérsékleteken (alacsony hőmérséklet, hideg és meleg) plasztikusan deformálták, hogy kiváló mechanikai tulajdonságokat érjenek el6,7,8. Az SDSS kiváló korrózióállósága azonban a felületen lévő vékony oxidfilm jelenlétének köszönhető, amelyet számos tényező befolyásol, például a különböző szemcsehatárokkal rendelkező számos fázis jelenléte, a nemkívánatos kicsapódások és a különböző reakciók. A különböző ausztenites és ferrites fázisok belső inhomogén mikroszerkezete deformálódik7. Ezért az ilyen filmek mikrotartományi tulajdonságainak vizsgálata az elektronikus szerkezet szintjén kulcsfontosságú az SDSS korróziójának megértéséhez, és összetett kísérleti technikákat igényel. Eddig a felületérzékeny módszerek, mint például az Auger-elektronspektroszkópia11 és a röntgenfotoelektron-spektroszkópia12,13,14,15, valamint a kemény röntgenfotoelektron-fotoelektron-rendszer megkülönböztették, de gyakran nem sikerült elválasztani ugyanazon elem kémiai állapotait a nanoskálán a tér különböző pontjain. Számos újabb tanulmány összefüggésbe hozta a króm lokális oxidációját a 17 ausztenites rozsdamentes acélok, 18 martenzites rozsdamentes acélok és SDSS 19, 20 megfigyelt korróziós viselkedésével. Ezek a tanulmányok azonban főként a Cr heterogenitás (pl. Cr3+ oxidációs állapot) korrózióállóságra gyakorolt ​​hatására összpontosítottak. Az elemek oxidációs állapotainak laterális heterogenitását okozhatják az azonos alkotóelemeket tartalmazó különböző vegyületek, például a vas-oxidok. Ezek a vegyületek termomechanikusan megmunkált kis méretet örökölnek, amelyek szorosan egymás mellett helyezkednek el, de összetételükben és oxidációs állapotukban különböznek16,21. Ezért az oxidfilmek pusztulásának, majd a gödrösödésnek a feltárása megköveteli a felületi inhomogenitás mikroszkopikus szintű megértését. Ezen követelmények ellenére a kvantitatív értékelések, mint például a laterális oxidációs heterogenitás, különösen a vas nano/atomi szintű esetében, továbbra is hiányoznak, és a korrózióállóság szempontjából betöltött jelentőségük továbbra sem ismert. A közelmúltig a különböző elemek, például a Fe és a Ca kémiai állapotát kvantitatívan írták le acélmintákon lágy röntgen-fotoelektronmikroszkópiával (X-PEEM) nanoskálájú szinkrotron sugárzási létesítményekben. A kémiailag érzékeny röntgenabszorpciós spektroszkópiai (XAS) technikákkal kombinálva az X-PEEM nagy térbeli és spektrális felbontású XAS mérést tesz lehetővé, kémiai információkat szolgáltatva az elemi összetételről és kémiai állapotáról nanométeres térbeli felbontással 23. Az iniciációs hely mikroszkóp alatti spektroszkópiai megfigyelése megkönnyíti a lokális kémiai kísérleteket, és térben is bemutathatja a Fe rétegben korábban felderítetlen kémiai változásokat.
Ez a tanulmány kiterjeszti a PEEM előnyeit a kémiai különbségek nanoskálájú kimutatásában, és egy hasznos atomi szintű felületelemzési módszert mutat be a Ce-2507 korróziós viselkedésének megértésére. K-közép klaszter kemometriai adatokat24 használ az elemek globális kémiai összetételének (heterogenitásának) feltérképezésére, kémiai állapotukat statisztikailag ábrázolva. A króm-oxid film lebomlása által okozott hagyományos korrózióval ellentétben a jelenlegi gyenge passziváció és gyenge korrózióállóság a Fe/Cr-oxid réteg közelében található lokalizált Fe3+-gazdag nanoszigeteknek tulajdonítható, ami a védőoxid támadása lehet. Az oxid egy filmet képez a helyén, és korróziót okoz.
A deformált SDSS 2507 korrozív viselkedését először elektrokémiai mérésekkel értékelték. Az 1. ábra a kiválasztott minták Nyquist- és Bode-görbéit mutatja savas (pH = 1) vizes FeCl3 oldatokban szobahőmérsékleten. A kiválasztott elektrolit erős oxidálószerként működik, jellemezve a passziváló film lebomlására való hajlamát. Bár az anyag nem ment keresztül stabil szobahőmérsékleti gödrösödésen, ezek az elemzések betekintést nyújtottak a potenciális meghibásodási eseményekbe és a korrózió utáni folyamatokba. Az ekvivalens áramkört (1d. ábra) használták az elektrokémiai impedancia spektroszkópiai (EIS) spektrumok illesztésére, és a megfelelő illesztési eredményeket az 1. táblázat mutatja. Hiányos félkörök jelentek meg az oldattal kezelt és a melegen hengerelt minták vizsgálatakor, míg a megfelelő préselt félkörök hidegen hengereltek voltak (1b. ábra). Az EIS spektrumban a félkör sugara tekinthető polarizációs ellenállásnak (Rp)25,26. Az oldattal kezelt SDSS Rp értéke az 1. táblázatban körülbelül 135 kΩ cm⁻², azonban a melegen alakított és a hidegen hengerelt SDSS esetében sokkal alacsonyabb, 34,7, illetve 2,1 kΩ cm⁻² értékeket látunk. Az Rp ezen jelentős csökkenése a képlékeny alakváltozás passziválásra és korrózióállóságra gyakorolt ​​káros hatását jelzi, amint azt a korábbi jelentések (27, 28, 29, 30) is mutatják.
a Nyquist-, b, c Bode-impedancia- és fázisdiagramok, valamint egy ekvivalens áramköri modell d-re, ahol RS az elektrolit ellenállása, Rp a polarizációs ellenállás, és QCPE az állandó fázisú elem oxidja, amelyet a nem ideális kapacitás (n) modellezésére használnak. Az EIS-méréseket terheletlen potenciálon végezték.
Az elsőrendű állandókat a Bode-diagram mutatja, a nagyfrekvenciás plató pedig az RS26 elektrolit ellenállást jelöli. A frekvencia csökkenésével az impedancia növekszik, és negatív fázisszög alakul ki, ami a kapacitás dominanciáját jelzi. A fázisszög növekszik, viszonylag széles frekvenciatartományban megtartja maximális értékét, majd csökken (1c. ábra). Mindhárom esetben ez a maximális érték azonban még mindig kisebb, mint 90°, ami a kapacitív diszperzió miatti nem ideális kapacitív viselkedést jelez. Így a QCPE állandó fáziselemet (CPE) használják a felületi érdességből vagy inhomogenitásból származó határfelületi kapacitáseloszlás ábrázolására, különösen az atomi skála, a fraktálgeometria, az elektróda porozitása, az inhomogenitásos potenciál és a felülettől függő árameloszlás tekintetében. Elektróda geometria31,32. CPE impedancia:
ahol j a képzetes szám, ω pedig a körfrekvencia. A QCPE egy frekvenciafüggetlen állandó, amely arányos az elektrolit aktív nyitott területével. Az n egy dimenzió nélküli teljesítményszám, amely leírja a kondenzátor ideális kapacitív viselkedésétől való eltérését, azaz minél közelebb van n 1-hez, annál közelebb van a CPE a tiszta kapacitáshoz, és ha n közel van nullához, akkor az az ellenállás. Az n kis eltérése, közel 1-hez, a felület nem ideális kapacitív viselkedését jelzi a polarizációs vizsgálat után. A hidegen hengerelt SDSS QCPE-je sokkal magasabb, mint a hasonló termékeké, ami azt jelenti, hogy a felület minősége kevésbé egyenletes.
A rozsdamentes acélok legtöbb korrózióállósági tulajdonságával összhangban az SDSS viszonylag magas Cr-tartalma általában kiváló korrózióállóságot eredményez a felületen található passzív védőoxid film jelenléte miatt17. Ez a passziváló film általában Cr3+-oxidokban és/vagy hidroxidokban gazdag, főként Fe2+, Fe3+-oxidokat és/vagy (oxi)hidroxidokat integrálva 33. Az azonos felületi egyenletesség, a passziváló oxidréteg és a mikroszkópos képeken látható felületi sérülések hiánya ellenére6,7 a melegen hengerelt és a hidegen hengerelt SDSS korróziós viselkedése eltérő, ezért az acél deformációs mikroszerkezetének és szerkezeti jellemzőinek mélyreható tanulmányozását igényli.
A deformált rozsdamentes acél mikroszerkezetét kvantitatívan vizsgálták belső és szinkrotron nagyenergiájú röntgensugarakkal (1., 2. kiegészítő ábra). Részletes elemzést a kiegészítő információk tartalmaznak. Bár ezek nagyrészt megfelelnek a fő fázis típusának, a fázistérfogat-arányokban eltéréseket találtak, amelyeket az 1. kiegészítő táblázat tartalmaz. Ezek a különbségek összefüggésben lehetnek a felületen lévő inhomogén fázisarányokkal, valamint a különböző mélységekben végzett térfogati fázisarányokkal. A röntgendiffrakciós detektálás (XRD) a beeső fotonok különböző energiaforrásaival történt. A hidegen hengerelt mintákban az ausztenit viszonylag magasabb aránya, amelyet laboratóriumi forrásból származó XRD-vel határoztak meg, jobb passziválásra és következésképpen jobb korrózióállóságra utal,35 míg a pontosabb és statisztikailag pontosabb eredmények ellentétes tendenciákat mutatnak a fázisarányokban. Ezenkívül az acél korrózióállósága a termomechanikus kezelés során bekövetkező szemcsefinomodás mértékétől, a szemcseméret-csökkenéstől, a mikrodeformációk növekedésétől és a diszlokációsűrűségtől is függ36,37,38. A melegen hengerelt minták szemcsésebb jelleget mutatnak, ami mikron méretű szemcsékre utal, míg a hidegen hengerelt mintákon megfigyelt sima gyűrűk (3. kiegészítő ábra) a korábbi munkákban6 megfigyelt jelentős, nanoskálájú szemcsefinomodást jelzik, ami hozzájárulhat a film passziválásához és a korrózióállóság növekedéséhez. A nagyobb diszlokáció-sűrűség általában alacsonyabb gödrösödéssel szembeni ellenállással jár, ami jól egyezik az elektrokémiai mérésekkel.
Az elemi elemek mikrotartományainak kémiai állapotváltozásait szisztematikusan vizsgálták X-PEEM segítségével. Az ötvözőelemek bősége ellenére a Cr, Fe, Ni és Ce39 került kiválasztásra, mivel a Cr kulcsfontosságú elem a passziváló film kialakulásában, a Fe az acél fő eleme, a Ni pedig fokozza a passzivációt és kiegyensúlyozza a ferrit-ausztenites fázisszerkezetet és a Ce módosításának célját. A szinkrotron sugárzás energiájának beállításával a RAS felületét a Cr (L2,3 él), Fe (L2,3 él), Ni (L2,3 él) és Ce (M4,5 él) főbb jellemzőivel vonták be. Melegalakítás és hideghengerlés Ce-2507 SDSS SDSS-sel. Megfelelő adatelemzést végeztek az energiakalibráció publikált adatokkal való beépítésével (pl. XAS 40, 41 Fe L2-n, 3 él).
A 2. ábra a melegen hengerelt (2a. ábra) és hidegen hengerelt (2d. ábra) Ce-2507 SDSS X-PEEM képeit, valamint a Cr és Fe L2,3 megfelelő XAS éleit mutatja egyedileg megjelölt helyeken. Az XAS L2,3 éle a 2p3/2 (L3 él) és 2p1/2 (L2 él) spin-pálya felhasadási szinteken az elektron fotogerjesztés utáni üres 3D állapotokat vizsgálja. A Cr vegyértékállapotáról információt a 2b. ábrán látható L2,3 él XAS-ából nyertük, e. Összehasonlítás a Judges. 42,43-mal azt mutatta, hogy négy csúcs figyelhető meg az L3 él közelében, A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) és D (582,2 eV) elnevezéssel, amelyek az oktaéderes Cr3+-t tükrözik, ami a Cr2O3 ionnak felel meg. A kísérleti spektrumok megegyeznek a b és e paneleken látható elméleti számításokkal, amelyeket a Cr L2.3 határfelületen lévő kristálytér többszörös számításából kaptunk 2,0 eV44 kristálytér alkalmazásával. A melegen megmunkált és a hidegen hengerelt SDSS mindkét felületét viszonylag egyenletes Cr2O3 réteg borítja.
egy X-PEEM hőkép egy hődeformált SDSS-ről, amely a b Cr L2.3 élnek és a c Fe L2.3 élnek felel meg, d egy X-PEEM hőkép egy hidegen hengerelt SDSS-ről, amely az e Cr L2.3 élnek és az f Fe L2.3 él oldalnak felel meg (f). Az XAS spektrumokat a hőképeken jelölt különböző térbeli pozíciókban ábrázoltuk (a, d), a (b) és (e) narancssárga szaggatott vonalak a Cr3+ szimulált XAS spektrumát jelentik 2,0 eV kristálytér értékkel. Az X-PEEM képek esetében használjon hőpalettát a kép olvashatóságának javítása érdekében, ahol a kéktől a pirosig terjedő színek arányosak a röntgensugár-abszorpció intenzitásával (alacsonytól a magasig).
Függetlenül ezen fémes elemek kémiai környezetétől, a Ni és Ce ötvözőelemek addíciójának kémiai állapota mindkét minta esetében változatlan maradt. Kiegészítő rajz. Az 5-9. ábrák a Ni és Ce X-PEEM képeit és a hozzájuk tartozó XAS spektrumokat mutatják a melegen megmunkált és hidegen hengerelt minták felületének különböző pozícióiban. A Ni XAS a Ni2+ oxidációs állapotát mutatja a melegen megmunkált és hidegen hengerelt minták teljes mért felületén (Kiegészítő megbeszélés). Meg kell jegyezni, hogy melegen megmunkált minták esetében a Ce XAS jelét nem figyelték meg, míg hidegen hengerelt minták esetében a Ce3+ spektrumát figyelték meg. A hidegen hengerelt mintákban a Ce-foltok megfigyelése azt mutatta, hogy a Ce főként kicsapódások formájában jelenik meg.
A termikusan deformált SDSS-ben nem figyeltek meg lokális szerkezeti változást az XAS-ban az Fe L2,3 élnél (2c. ábra). Azonban a Fe mátrix mikroregionálisan megváltoztatja kémiai állapotát a hidegen hengerelt SDSS hét véletlenszerűen kiválasztott pontján, amint az a 2f. ábrán látható. Ezenkívül, hogy pontos képet kapjunk a Fe állapotváltozásairól a 2f. ábrán látható kiválasztott helyeken, lokális felületi vizsgálatokat végeztek (3. ábra és 10. kiegészítő ábra), amelyekben kisebb kör alakú régiókat választottak ki. Az α-Fe2O3 rendszerek és a Fe2+ oktaéderes oxidok Fe L2,3 élének XAS spektrumát többszörös kristálytér-számítással modellezték 1,0 (Fe2+) és 1,0 (Fe3+)44 kristályterek felhasználásával. Megjegyezzük, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 eltérő lokális szimmetriával rendelkezik,45,46, az Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációja,47 és az FeO45 formálisan kétértékű Fe2+-oxidként (3d6) működik. Megjegyezzük, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 eltérő lokális szimmetriával rendelkezik,45,46, az Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációját tartalmazza,47 és az FeO45 formálisan kétértékű Fe2+-oxidként (3d6) van jelen.Megjegyzendő, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 eltérő lokális szimmetriával rendelkezik,45,46 az Fe3O4 az Fe2+ és Fe3+ ionokat is tartalmazza,47 az FeO45 pedig formálisan kétértékű Fe2+ (3d6) oxid formájában.Megjegyzendő, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 eltérő lokális szimmetriával rendelkezik45,46, az Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációjából áll,47 és az FeO45 formális kétértékű Fe2+-oxidként (3d6) viselkedik. Az α-Fe2O3-ban az összes Fe3+ ion csak Oh pozíciókban található, míg a γ-Fe2O3-at általában Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinell képviseli, amelyben az eg pozíciókban vannak üresedések. Ezért a γ-Fe2O3-ban lévő Fe3+ ionok mind Td, mind Oh pozíciókban rendelkeznek. Amint azt egy korábbi cikkben említettük,45 bár a kettő intenzitásaránya eltérő, az eg/t2g intenzitásarányuk ≈1, míg ebben az esetben a megfigyelt eg/t2g intenzitásarány körülbelül 1. Ez kizárja annak lehetőségét, hogy a jelenlegi helyzetben csak Fe3+ van jelen. Az Fe3O4 esetét tekintve, amelyben Fe2+ és Fe3+ is jelen van, az első olyan jellemző, amelyről ismert, hogy Fe esetén gyengébb (erősebb) L3 éllel rendelkezik, kisebb (nagyobb) betöltetlen állapotot jelez t2g. Ez vonatkozik a Fe2+ (Fe3+)-ra, ami azt mutatja, hogy a növekedés első jellemzője a Fe2+47-tartalom növekedését jelzi. Ezek az eredmények azt mutatják, hogy a Fe2+ és a γ-Fe2O3, α-Fe2O3 és/vagy Fe3O4 együttes jelenléte dominál a kompozitok hidegen hengerelt felületén.
Az XAS spektrumok (a, c) és (b, d) nagyított fotoelektron hőkamerás képei, amelyek a 2d. ábrán látható 2-es és E régiókon belül a Fe L2,3 élt metszik különböző térbeli pozíciókban.
A kapott kísérleti adatokat (4a. ábra és 11. kiegészítő ábra) ábrázoltuk és összehasonlítottuk a tiszta 40, 41, 48 vegyületek adataival. Három különböző típusú kísérletileg megfigyelt Fe L-él XAS spektrumot (XAS-1, XAS-2 és XAS-3: 4a. ábra) figyeltünk meg. Különösen a 3b. ábrán látható 2-a spektrumot (XAS-1-ként jelölve), majd a 2-b spektrumot (XAS-2-ként jelölve) figyeltük meg a teljes detektálási területen, míg a 3d. ábrán látható E-3 spektrumokat (XAS-3-ként jelölve) meghatározott helyeken figyeltük meg. A vizsgált mintában lévő vegyértékállapotok azonosítására általában négy paramétert használtunk: (1) az L3 és L2 spektrális jellemzők, (2) az L3 és L2 jellemzők energiapozíciói, (3) az L3-L2 energiakülönbség, (4) az L2/L3 intenzitásarány. Vizuális megfigyelések (4a. ábra) szerint mindhárom Fe komponens, nevezetesen Fe0, Fe2+ és Fe3+, jelen van a vizsgált SDSS felületen. A számított L2/L3 intenzitásarány szintén mindhárom komponens jelenlétét jelezte.
a) A Fe szimulált XAS spektrumai három különböző kísérleti adattal (a folytonos vonalak, az XAS-1, XAS-2 és XAS-3 a 2. és 3. ábrán látható 2-a, 2-b és E-3 pontoknak felelnek meg). Összehasonlítás: Fe2+ és Fe3+ oktaéderek 1,0 eV és 1,5 eV kristálytér értékekkel, a bd-vel mért kísérleti adatok (XAS-1, XAS-2, XAS-3) és a megfelelő optimalizált LCF adatok (folytonos fekete vonal), valamint XAS-3 spektrumok formájában Fe3O4 (Fe kevert állapota) és Fe2O3 (tiszta Fe3+) standardokkal.
A vas-oxid összetételének meghatározására a három standard (40, 41, 48) lineáris kombinációs illesztését (LCF) alkalmaztuk. Az LCF-t három kiválasztott, legnagyobb kontrasztot mutató Fe L-élű XAS spektrumra alkalmaztuk, nevezetesen az XAS-1, XAS-2 és XAS-3 spektrumokra, amint az a 4b-d. ábrán látható. Az LCF illesztéseknél minden esetben 10% Fe0-t vettünk figyelembe, mivel minden adatban kis eltérést figyeltünk meg, valamint mivel a fémvas az acél fő alkotóeleme. Valójában az X-PEEM Fe (~6 nm)49 próbamélysége nagyobb, mint a becsült oxidációs réteg vastagsága (kissé > 4 nm), lehetővé téve a passziváló réteg alatti vas mátrixból (Fe0) érkező jel detektálását. Valójában az X-PEEM Fe (~6 nm)49 próbamélysége nagyobb, mint a becsült oxidációs réteg vastagsága (kissé > 4 nm), lehetővé téve a passziváló réteg alatti vas mátrixból (Fe0) érkező jel detektálását. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (нъ4много), > позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Valójában a Fe (~6 nm)49 szonda X-PEEM mélysége nagyobb, mint az oxidációs réteg feltételezett vastagsága (kissé >4 nm), ami lehetővé teszi a passziváló réteg alatti vas mátrixból (Fe0) érkező jel detektálását.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号.事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略＋ 4来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина окомносина окомносина 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Valójában az Fe (~6 nm) 49 X-PEEM általi detektálási mélysége nagyobb, mint az oxidréteg várható vastagsága (kissé > 4 nm), ami lehetővé teszi a passziváló réteg alatti vas mátrixból (Fe0) érkező jel detektálását. .A megfigyelt kísérleti adatok legjobb lehetséges megoldásának megtalálása érdekében a Fe2+ és Fe3+ ionok különböző kombinációit vizsgálták. A 4b. ábra az Fe2+ és Fe3+ kombinációjának XAS-1 spektrumát mutatja, ahol a Fe2+ és Fe3+ aránya körülbelül 45%-kal hasonló volt, ami a Fe vegyes oxidációs állapotára utal. Az XAS-2 spektrum esetében a Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya ~30%, illetve 60% lett. A Fe2+ ​​kevesebb, mint a Fe3+. Az Fe2+ és Fe3+ aránya, amely 1:2, azt jelenti, hogy a Fe3O4 ugyanabban az arányban képződhet a Fe ionok között. Ezenkívül az XAS-3 spektrum esetében a Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya ~10%, illetve 80% lett, ami a Fe2+ Fe3+-sá történő nagyobb átalakulását jelzi. Amint fentebb említettük, a Fe3+ származhat α-Fe2O3, γ-Fe2O3 vagy Fe3O4 ionokból. A Fe3+ legvalószínűbb forrásának megértése érdekében az XAS-3 spektrumot különböző Fe3+ standardokkal ábrázolták a 4e. ábrán, ami a B csúcs figyelembevételével mindkét standarddal hasonlóságot mutat. A vállcsúcsok intenzitása (A: Fe2+-tól) és a B/A intenzitásarány azonban azt jelzi, hogy az XAS-3 spektruma közel van a γ-Fe2O3 spektrumához, de nem esik egybe vele. A tömbi γ-Fe2O3-hoz képest az A SDSS Fe2p XAS csúcsa valamivel nagyobb intenzitású (4e. ábra), ami a Fe2+ nagyobb intenzitására utal. Bár az XAS-3 spektruma hasonló a γ-Fe2O3 spektrumához, ahol a Fe3+ az Oh és Td pozíciókban van jelen, a különböző vegyértékállapotok és a csak az L2,3 él mentén lévő koordináció vagy az L2/L3 intenzitásarány mentén történő koordináció azonosítása továbbra is folyamatban lévő kutatások tárgya. A végső spektrumot befolyásoló különböző tényezők összetettsége miatt további vita tárgya41.
A fent leírt, kiválasztott érdeklődésre számot tartó régiók kémiai állapotában mutatkozó spektrális különbségek mellett a Cr és Fe kulcselemek globális kémiai heterogenitását is felmértük a minta felületén kapott összes XAS spektrum K-közép klaszterezési módszerrel történő osztályozásával. A Cr L élprofilok két térben elosztott optimális klasztert alkotnak az 5. ábrán látható melegen megmunkált és hidegen hengerelt mintákban. Nyilvánvaló, hogy a lokális szerkezeti változások nem érzékelhetők hasonlónak, mivel az XAS Cr spektrumok két centroidja összehasonlítható. A két klaszter spektrális alakja szinte megegyezik a Cr2O342-nek megfelelő alakokkal, ami azt jelenti, hogy a Cr2O3 rétegek viszonylag egyenletesen oszlanak el az SDSS-en.
A Cr L K-átlagú klasztereket, b pedig a megfelelő XAS centroidokat jelöli. A hidegen hengerelt SDSS K-átlagú X-PEEM összehasonlításának eredményei: c Cr L2.3 a K-átlagú klaszterek éltartománya és d a megfelelő XAS centroidok.
Az összetettebb FeL éltérképek szemléltetésére négy, illetve öt optimalizált klasztert és a hozzájuk tartozó centroidokat (spektrális profilokat) használtunk melegen megmunkált, illetve hidegen hengerelt minták esetén. Ezért az Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya (%) a 4. ábrán látható LCF illesztésével meghatározható. Az Epseudo pszeudoelektróda-potenciált az Fe0 függvényében használtuk a felületi oxidfilm mikrokémiai inhomogenitásának feltárására. Az Epseudo-t durván a keverési szabály segítségével becsüljük meg,
ahol \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) egyenlő \(\rm{Fe} + 2e^ – \ -tól \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\-ig), 0,440 és 0,036 V-tal. Az alacsonyabb potenciálú régiók magasabb Fe3+ vegyülettartalommal rendelkeznek. A termikusan deformált mintákban a potenciáleloszlás réteges jellegű, a maximális változás körülbelül 0,119 V (6a., b. ábra). Ez a potenciáleloszlás szorosan összefügg a felület topográfiájával (6a. ábra). Az alapul szolgáló lamináris belső térben nem figyeltek meg más, helyzetfüggő változást (6b. ábra). Ezzel szemben a hidegen hengerelt SDSS-ben lévő, eltérő Fe2+ és Fe3+ tartalmú, eltérő oxidok kapcsolódásakor a pszeudopotenciál nem egyenletes jellege figyelhető meg (6c., d. ábra). Az acél rozsdájának fő alkotóelemei az Fe3+-oxidok és/vagy (oxi)hidroxidok, amelyek áteresztőek az oxigén és a víz számára50. Ebben az esetben a Fe3+-ban gazdag szigeteket lokálisan elosztottnak tekintjük, és korrodált területeknek tekinthetők. Ugyanakkor a potenciálmező gradiense, nem pedig a potenciál abszolút értéke, indikátorként használható az aktív korróziós helyek lokalizációjára. Az Fe2+ és Fe3+ egyenetlen eloszlása ​​a hidegen hengerelt SDSS felületén megváltoztathatja a lokális kémiai összetételt, és praktikusabb aktív felületet biztosíthat az oxidfilm lebomlása és a korróziós reakciók során, lehetővé téve az alatta lévő fémmátrix további korrodálódását, ami belső heterogenitást eredményez.
K-közép klaszterek és a hozzájuk tartozó XAS centroidok a melegen deformált X-PEEM ac és df típusú hidegen hengerelt SDSS Fe L2.3 peremterületén. a, d K-közép klaszterdiagramok X-PEEM képeken. A számított pszeudoelektróda-potenciált (Epseudo) a K-közép klaszterdiagrammal együtt említjük. Az X-PEEM kép fényessége, a 2. ábrán látható színhez hasonlóan, arányos a röntgensugár abszorpciós intenzitásával.
A viszonylag egyenletes Cr, de a Fe eltérő kémiai állapota eltérő oxidfilm-károsodást és korróziós mintázatokat eredményez a melegen hengerelt és a hidegen hengerelt Ce-2507 esetében. A hidegen hengerelt Ce-2507 ezen tulajdonságát jól tanulmányozták. Az Fe oxidjainak és hidroxidjainak képződésével kapcsolatban a környezeti levegőben ebben a majdnem semleges munkafolyamatban a reakciók a következők:
A fenti reakciók az X-PEEM analízis alapján a következő forgatókönyvekben mennek végbe. Egy kis váll, amely Fe0-nak felel meg, az alatta lévő fémes vashoz kapcsolódik. A fémes Fe reakciója a környezettel egy Fe(OH)2 réteg kialakulásához vezet ((5) egyenlet), ami fokozza a Fe2+ jelet a Fe L-él XAS-ban. A levegővel való hosszan tartó érintkezés Fe3O4 és/vagy Fe2O3 oxidok képződéséhez vezethet a Fe(OH)252,53 után. A Cr3+-ban gazdag védőrétegben a Fe két stabil formája, a Fe3O4 és a Fe2O3 is kialakulhat, amelyek közül a Fe3O4 az egyenletes és ragadós szerkezetet részesíti előnyben. Mindkettő jelenléte vegyes oxidációs állapotokat eredményez (XAS-1 spektrum). Az XAS-2 spektrum főként a Fe3O4-nek felel meg. Míg az XAS-3 spektrumok több helyen történő megfigyelése a γ-Fe2O3-má történő teljes átalakulást jelezte. Mivel a kihajtogatott röntgensugarak behatolási mélysége körülbelül 50 nm, az alsó rétegből származó jel az A csúcs nagyobb intenzitását eredményezi.
Az XPA spektrum azt mutatja, hogy az oxidfilm Fe komponense réteges szerkezetű, Cr-oxid réteggel kombinálva. A Cr2O3 lokális inhomogenitása miatti passziváció jeleivel ellentétben a jelen munkában megfigyelt egyenletes Cr2O3 réteg ellenére ebben az esetben alacsony korrózióállóság figyelhető meg, különösen a hidegen hengerelt minták esetében. A megfigyelt viselkedés a felső réteg (Fe) kémiai oxidációs állapotának heterogenitásaként értelmezhető, ami befolyásolja a korróziós teljesítményt. A felső réteg (vas-oxid) és az alsó réteg (króm-oxid) azonos sztöchiometriája miatt52,53 a közöttük lévő jobb kölcsönhatás (adhézió) a fém- vagy oxigénionok lassabb transzportjához vezet a rácsban, ami viszont a korrózióállóság növekedéséhez vezet. Ezért a folyamatos sztöchiometrikus arány, azaz az Fe egy oxidációs állapota előnyösebb a hirtelen sztöchiometrikus változásokkal szemben. A hődeformált SDSS egyenletesebb felülettel, sűrűbb védőréteggel és jobb korrózióállósággal rendelkezik. Míg a hidegen hengerelt SDSS esetében a védőréteg alatti Fe3+-ban gazdag szigetek jelenléte sérti a felület integritását, és galván korróziót okoz a közeli hordozóval, ami az Rp hirtelen csökkenéséhez vezet (1. táblázat). Az EIS spektrum és annak korrózióállósága csökken. Látható, hogy a képlékeny deformáció miatti Fe3+-ban gazdag szigetek lokális eloszlása ​​főként a korrózióállóságot befolyásolja, ami áttörést jelent ebben a munkában. Így ez a tanulmány spektroszkópiai mikroszkópos képeket mutat be az SDSS minták korrózióállóságának csökkenéséről, amelyeket képlékeny deformáció módszerével vizsgáltak.
Ezenkívül, bár a ritkaföldfém-ötvözés a kétfázisú acélokban jobb teljesítményt mutat, ennek az adalékanyagnak az egyedi acélmátrixszal való kölcsönhatása a spektroszkópiai mikroszkópia szerint a korróziós viselkedés szempontjából továbbra sem egyértelmű. A Ce-jelek megjelenése (XAS M-éleken keresztül) csak néhány helyen jelenik meg hideghengerlés során, de az SDSS melegalakítása során eltűnik, ami a Ce lokális kicsapódását jelzi az acélmátrixban, nem pedig a homogén ötvözést. Bár nem javítja jelentősen az SDSS mechanikai tulajdonságait6,7, a ritkaföldfémek jelenléte csökkenti a zárványok méretét, és úgy gondolják, hogy gátolja a gödrösödést a kezdeti régióban54.
Összefoglalva, ez a munka a felületi heterogenitás cériummal módosított 2507 SDSS korróziójára gyakorolt ​​hatását vizsgálja a nanoskálájú komponensek kémiai tartalmának számszerűsítésével. Megválaszoljuk a kérdést, hogy miért korrodál a rozsdamentes acél még egy védőoxidréteg alatt is, a mikroszerkezet, a felületi kémia és a jelfeldolgozás K-közép klaszterezéssel történő számszerűsítésével. Megállapították, hogy az Fe3+-ban gazdag szigetek, beleértve azok oktaéderes és tetraéderes koordinációját a vegyes Fe2+/Fe3+ teljes jellemzője mentén, a hidegen hengerelt oxid film SDSS károsodásának és korróziójának forrásai. Az Fe3+ által dominált nanoszigetek gyenge korrózióállósághoz vezetnek még megfelelő sztöchiometrikus Cr2O3 passziváló réteg jelenlétében is. A nanoskálájú kémiai heterogenitás korrózióra gyakorolt ​​hatásának meghatározásában elért módszertani előrelépések mellett a folyamatban lévő munka várhatóan inspirálni fogja a rozsdamentes acélok korrózióállóságának javítását az acélgyártás során.
A tanulmányban használt Ce-2507 SDSS tuskó elkészítéséhez egy tiszta vascsővel lezárt Fe-Ce mesterötvözetet tartalmazó vegyes összetételű, 150 kg-os középfrekvenciás indukciós kemencében megolvasztott acélt állítottak elő, majd öntőformába öntötték. A mért kémiai összetételeket (tömeg%) a 2. kiegészítő táblázat tartalmazza. A tuskókat először tömbökké kovácsolták melegen. Ezután 1050°C-on 60 percig lágyították, hogy szilárd oldat formájában lévő acélt kapjanak, majd vízben szobahőmérsékletre hűtötték. A vizsgált mintákat részletesen vizsgálták TEM és DOE segítségével a fázisok, a szemcseméret és a morfológia vizsgálatára. A mintákról és a gyártási folyamatról részletesebb információk más forrásokban találhatók6,7.
A melegsajtoláshoz hengeres mintákat (φ10 mm × 15 mm) úgy dolgoztuk fel, hogy a henger tengelye párhuzamos legyen a tömb deformációs irányával. A magas hőmérsékletű préselést 1000-1150°C közötti különböző hőmérsékleteken végeztük Gleeble-3800 termikus szimulátor segítségével, állandó alakváltozási sebességgel, 0,01-10 s⁻¹ tartományban. A deformáció előtt a mintákat 10 °C s⁻¹ sebességgel melegítettük 2 percig egy kiválasztott hőmérsékleten, hogy kiküszöböljük a hőmérsékleti gradienst. A hőmérséklet-egyenletesség elérése után a mintát 0,7 valódi alakváltozási értékre deformáltuk. A deformáció után a mintákat azonnal vízzel öblítettük, hogy megőrizzük a deformált szerkezetet. A megkeményedett mintát ezután a préselési iránnyal párhuzamosan vágtuk el. Ehhez a konkrét vizsgálathoz egy 1050°C-on, 10 s⁻¹-es melegalakítási körülmények között végzett mintát választottunk, mivel a megfigyelt mikrokeménység nagyobb volt, mint a többi mintánál7.
A Ce-2507 szilárd oldat nagyméretű (80 × 10 × 17 mm3) mintáit egy LG-300 háromfázisú aszinkron kétgörgős malomban használták, amely az összes többi deformációs szint közül a legjobb mechanikai tulajdonságokkal rendelkezett.6 Az alakváltozási sebesség és a vastagságcsökkenés mindkét útvonalon 0,2 m·s-1, illetve 5% volt.
Egy Autolab PGSTAT128N elektrokémiai munkaállomást használtunk SDSS elektrokémiai mérésekhez hideghengerlés után 90%-os vastagságcsökkenésig (1,0 ekvivalens valódi nyúlás), valamint 1050°C-on 10 s-1 sebességgel 0,7 valódi nyúlásig történő melegsajtolás után. A munkaállomás egy háromelektródás cellával rendelkezik, amelyben egy telített kalomel elektróda szolgál referenciaelektródaként, egy grafit ellenelektróda és egy SDSS minta munkaelektródaként. A mintákat 11,3 mm átmérőjű hengerekre vágtuk, amelyek oldalára rézhuzalokat forrasztottunk. A mintákat ezután epoxi gyantával rögzítettük, 1 cm2-es nyitott munkafelületet hagyva munkaelektródaként (a hengeres minta alsó oldala). Az epoxi gyanta kikeményítése, majd a későbbi csiszolás és polírozás során óvatosan kell eljárni a repedések elkerülése érdekében. A munkafelületeket 1 μm szemcseméretű gyémánt polírozó szuszpenzióval csiszoltuk és políroztuk, desztillált vízzel és etanollal mostuk, majd hideg levegőn szárítottuk. Az elektrokémiai mérések előtt a polírozott mintákat több napig levegőn tartottuk, hogy természetes oxidfilmet képezzenek. A rozsdamentes acél korróziójának felgyorsítására 6,0 tömeg%-os (6,0 tömeg%), az ASTM ajánlásai szerint HCl-lal pH = 1,0 ± 0,01 értékre stabilizált FeCl3 vizes oldatot használnak,55 mivel az erős oxidáló képességű kloridionok és alacsony pH-értékű anyagok jelenlétében korrozív hatású (G48 és A923 környezetvédelmi szabványok). A mérések elvégzése előtt a mintát 1 órára a vizsgálati oldatba kell meríteni, hogy közel állandósult állapotba kerüljön. Szilárd oldatú, melegen formázott és hidegen hengerelt minták esetében az impedanciaméréseket 0,39, 0,33 és 0,25 V nyitott áramkörű potenciálon (OPC) végezték, 1 · 105 és 0,1 Hz közötti frekvenciatartományban, 5 mV amplitúdóval. Az adatok reprodukálhatóságának biztosítása érdekében minden kémiai vizsgálatot legalább háromszor megismételtek azonos körülmények között.
A HE-SXRD mérésekhez 1 × 1 × 1,5 mm3 méretű téglalap alakú duplex acéltömböket mértünk a kanadai CLS-ben található Brockhouse nagyenergiájú wiggler nyalábjának fázisösszetételének meghatározására56. Az adatgyűjtést Debye-Scherrer geometriában vagy transzmissziós geometriában végeztük szobahőmérsékleten. A LaB6 kalibrátorral kalibrált röntgensugár hullámhossza 0,212561 Å, ami 58 keV-nak felel meg, ami jóval magasabb, mint a laboratóriumi röntgenforrásként általánosan használt Cu Kα (8 keV) hullámhossza. A minta 740 mm távolságra volt a detektortól. Az egyes minták detektálási térfogata 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, amelyet a nyaláb mérete és a minta vastagsága határoz meg. Az összes adatot Perkin Elmer területdetektorral, síkpaneles röntgendetektorral, 200 µm pixelekkel, 40 × 40 cm2 mérettel, 0,3 s expozíciós idővel és 120 képkockaszámmal gyűjtöttük.
Két kiválasztott modellrendszer X-PEEM méréseit végezték a MAX IV laboratórium (Lund, Svédország) Beamline MAXPEEM PEEM végállomásán. A mintákat ugyanúgy készítették elő, mint az elektrokémiai mérésekhez. Az előkészített mintákat több napig levegőn tartották, majd ultramagas vákuumkamrában gáztalanították, mielőtt szinkrotronfotonokkal besugározták volna. A nyalábvonal energiafelbontását az ionhozam-spektrum N2-ben, hv = 401 eV közelében lévő gerjesztési tartományban történő mérésével kapták meg, a fotonenergia E3/2, 57-től való függésével. A közelítő spektrumok a mért energiatartományban körülbelül 0,3 eV-os ΔE-t (a spektrális vonal szélességét) mutattak. Ezért a nyalábvonal-energiafelbontást E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 és fluxust ≈1012 ph/s-nak becsülték egy módosított SX-700 monokromátor és egy Si 1200 vonalas mm−1 ráccsal rendelkező rendszer alkalmazásával a Fe 2p L2,3 él, a Cr 2p L2,3 él, a Ni 2p L2,3 él és a Ce M4,5 él esetében. Ezért a nyalábvonal-energiafelbontást E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 és fluxust ≈1012 ph/s-nak becsülték egy módosított SX-700 monokromátor és egy Si 1200 vonalas mm−1 ráccsal rendelkező készülék használatával a Fe 2p L2,3 él, a Cr 2p L2,3 él, a Ni 2p L2,3 él és a Ce M4,5 él esetében. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 ℉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. Így a nyalábcsatorna energiafelbontását E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 és fluxus ≈1012 f/s értékre becsültük egy módosított SX-700 monokromátor segítségével, 1200 vonal/mm-es Si ráccsal a 2p L2,3 Fe él, 2p L2,3 Cr él, 2p L2,3 Ni él és M4,5 Ce él esetén.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通蜿s. 1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 M 边缘、缘和 2p, L2e、Ni 2p L2,3 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 和 在 並 PH/S ，带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 用 缁 L2.3 边缘老2iCr3迁. 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Így egy módosított SX-700 monokromátor és egy 1200 vonalas Si ráccsal történő felhasználás esetén. 3, Cr él 2p L2.3, Ni él 2p L2.3 és Ce él M4.5.A pásztázási fotonenergia 0,2 eV-os lépésekben történt. Minden energián PEEM képeket rögzítettünk egy TVIPS F-216 száloptikás CMOS detektorral, 2 x 2 cellával, amely 1024 × 1024 pixel felbontást biztosít 20 µm-es látómezőben. A képek expozíciós ideje 0,2 másodperc volt, átlagosan 16 képkocka. A fotoelektron képenergiát úgy választottuk meg, hogy a maximális szekunder elektronjelet biztosítsa. Minden mérést normál beesés mellett, lineárisan polarizált fotonnyalábbal végeztünk. A mérésekről további információ egy korábbi tanulmányban található. A teljes elektronhozam (TEY) detektálási mód és annak X-PEEM49-ben való alkalmazásának tanulmányozása után a módszer vizsgálati mélységét a Cr jel esetében körülbelül 4-5 nm-re, a Fe esetében pedig körülbelül 6 nm-re becsültük. A Cr mélysége nagyon közel van az oxidfilm vastagságához (~4 nm)60,61, míg az Fe mélysége nagyobb, mint a vastagság. Az FeL szélén gyűjtött XRD a vas-oxidok és a mátrixból származó Fe0₂ XRD-jének keveréke. Az első esetben a kibocsátott elektronok intenzitása az összes lehetséges elektrontípusból származik, amelyek hozzájárulnak a TEY-hez. Azonban egy tiszta vasjelhez nagyobb kinetikus energia szükséges ahhoz, hogy az elektronok áthaladjanak az oxidrétegen a felületre, és az analizátor összegyűjtse őket. Ebben az esetben a Fe0₂ jel főként az LVV Auger-elektronoknak, valamint az általuk kibocsátott másodlagos elektronoknak köszönhető. Ezenkívül az ezen elektronok által hozzájáruló TEY-intenzitás csökken az elektronszökési út során, tovább csökkentve a Fe0 spektrális válaszát a vas XAS-térképen.
Az adatbányászat adatkockába (X-PEEM adatok) integrálása kulcsfontosságú lépés a releváns információk (kémiai vagy fizikai tulajdonságok) kinyerésében egy többdimenziós megközelítésben. A K-means klaszterezést széles körben alkalmazzák számos területen, beleértve a gépi látást, a képfeldolgozást, a felügyelet nélküli mintázatfelismerést, a mesterséges intelligenciát és az osztályozó elemzést. Például a K-means klaszterezés jól teljesített a hiperspektrális képadatok klaszterezésében. Elvileg a több jellemzőből álló adatok esetében a K-means algoritmus könnyen csoportosíthatja azokat az attribútumaikra (fotonenergia-tulajdonságok) vonatkozó információk alapján. A K-means klaszterezés egy iteratív algoritmus az adatok K nem átfedő csoportra (klaszterre) osztására, ahol minden pixel egy adott klaszterhez tartozik az acél mikroszerkezeti összetételében a kémiai inhomogenitás térbeli eloszlásától függően. A K-means algoritmus két szakaszból áll: az első szakaszban K centroidot számítanak ki, a második szakaszban pedig minden ponthoz egy szomszédos centroidokkal rendelkező klasztert rendelnek. Egy klaszter súlypontját az adott klaszter adatpontjainak (XAS spektrum) számtani átlagaként definiálják. Különböző távolságok léteznek a szomszédos centroidok euklideszi távolságként való definiálására. Egy px,y bemeneti kép esetén (ahol x és y a felbontás pixelben), a CK a klaszter súlypontja; ez a kép ezután K-középpont63 segítségével K klaszterre szegmentálható (klaszterezhető). A K-középpontú klaszterező algoritmus utolsó lépései a következők:
2. lépés Számítsa ki az összes pixel tagságát az aktuális centroid szerint. Például a középpont és az egyes pixelek közötti euklideszi távolságból (d) számítható ki:
3. lépés Rendelje hozzá az egyes pixeleket a legközelebbi centroidhoz. Ezután számítsa ki újra a K centroid pozíciót az alábbiak szerint:
4. lépés Ismételje meg a folyamatot ((7) és (8) egyenletek), amíg a centroidok konvergálnak. A végső klaszterezési minőségi eredmények szorosan korrelálnak a kezdeti centroidok legjobb megválasztásával. Az acélképek PEEM adatstruktúrájában az X (x × y × λ) jellemzően egy 3D tömbadatokból álló kockát jelöl, míg az x és y tengelyek a térbeli információt (pixelfelbontást), a λ tengely pedig egy fotonenergia-spektrális képet jelöl. A K-közép algoritmust az X-PEEM adatokban található érdekes régiók feltárására használják a pixelek (klaszterek vagy alblokkok) spektrális jellemzőik szerinti elválasztásával és az egyes analitok legjobb centroidjainak (XAS spektrális profilok) kinyerésével. A K-közép algoritmust a térbeli eloszlás, a lokális spektrális változások, az oxidációs viselkedés és a kémiai állapotok tanulmányozására használják. Például a K-közép klaszterezési algoritmust használták Fe L-él és Cr L-él régiókhoz melegen megmunkált és hidegen hengerelt X-PEEM-ben. Különböző számú K klasztert (mikroszerkezeti régiót) teszteltek az optimális klaszterek és centroidok megtalálása érdekében. Amikor ezek a számok megjelennek, a pixeleket a megfelelő klasztercentroidokhoz rendelik hozzá. Minden színeloszlás a klaszter középpontjának felel meg, amely a kémiai vagy fizikai objektumok térbeli elrendezését mutatja. A kinyerett centroidok tiszta spektrumok lineáris kombinációi.
A tanulmány eredményeit alátámasztó adatok a megfelelő WC-szerző ésszerű kérésére rendelkezésre állnak.
Sieurin, H. és Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acél törési szívóssága. Sieurin, H. és Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acél törési szívóssága. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. és Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acél törési szívóssága. 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. és Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acélok törési szívóssága.Britannia. Tört rész. szőrme. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH és Van Der Merwe, J. Duplex rozsdamentes acélok korrózióállósága kiválasztott szerves savakban és szerves sav/klorid környezetben. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH és Van Der Merwe, J. Duplex rozsdamentes acélok korrózióállósága kiválasztott szerves savakban és szerves sav/klorid környezetben.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. és Van Der Merwe, J. Duplex rozsdamentes acélok korrózióállósága szerves savak és szerves savak/kloridok jelenlétében. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环墐耭煚 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rozsdamentes acél, szerves anyagok, szerves anyagok/klórozott környezet.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. és Van Der Merwe, J. Duplex rozsdamentes acélok korrózióállósága szerves savak és szerves savak/kloridok kiválasztott környezetében.tartósítószer. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. és munkatársai. Fe-Al-Mn-C duplex ötvözetek korrózió-oxidatív viselkedése. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. és Balikoev, A. Új generációs szuperduplex acélok gáz- és olajkitermelési berendezésekhez. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. és Balikoev, A. Új generációs szuperduplex acélok gáz- és olajkitermelési berendezésekhez.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Új generációs szuperduplex acélok olaj- és gázkitermelő berendezésekhez.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Új generációs szuperduplex acélok gáz- és olajtermelő berendezésekhez. Webinárium E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. és Uthaisangsuk, V. A 2507-es minőségű duplex rozsdamentes acél melegalakváltozási viselkedésének vizsgálata. Metall. Kingklang, S. és Uthaisangsuk, V. A 2507-es minőségű duplex rozsdamentes acél melegalakváltozási viselkedésének vizsgálata. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall507. Kingklang, S. és Uthaisangsuk, V. A 2507 típusú duplex rozsdamentes acél melegalakváltozási viselkedésének vizsgálata. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究.Kingklang, S. és Utaisansuk, V. 2507 típusú duplex rozsdamentes acél melegalakváltozási viselkedésének vizsgálata. Fém.alma mater. trance. 48. szám, 95–108. oldal (2017).
Zhou, T. et al. A szabályozott hideghengerlés hatása a cériummal módosított szuper-duplex SAF 2507 rozsdamentes acél mikroszerkezetére és mechanikai tulajdonságaira. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. és munkatársai. Cériummal módosított szuper-duplex SAF 2507 rozsdamentes acél hődeformációja által kiváltott szerkezeti és mechanikai tulajdonságok. J. Alma Mater. Storage Tank. Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. és Zheng, K. Ritkaföldfémek hatása az ausztenites acél magas hőmérsékletű oxidációs viselkedésére. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. és Zheng, K. Ritkaföldfémek hatása az ausztenites acél magas hőmérsékletű oxidációs viselkedésére.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. és Zheng K. Ritkaföldfémek hatása az ausztenites acél viselkedésére magas hőmérsékletű oxidáció során. 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. és Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. és Zheng K. Ritkaföldfémek hatása az ausztenites acélok viselkedésére magas hőmérsékletű oxidáció során.Koros. A tudomány. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. és Sun, S. A Ce hatása a 27Cr-3.8Mo-2Ni szuperferrites rozsdamentes acélok mikroszerkezetére és tulajdonságaira. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. és Sun, S. A Ce hatása a 27Cr-3.8Mo-2Ni szuperferrites rozsdamentes acélok mikroszerkezetére és tulajdonságaira.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. és Sun S. A Se hatása a 27Cr-3,8Mo-2Ni szuperferrites rozsdamentes acélok mikroszerkezetére és tulajdonságaira. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的卓 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. és Sun, S. A Ce hatása a 27Cr-3.8Mo-2Ni szuperacél rozsdamentes acél mikroszerkezetére és tulajdonságaira. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. és Sun, S. A Ce hatása a 27Cr-3,8Mo-2Ni szuperferrites rozsdamentes acél mikroszerkezetére és tulajdonságaira.Vastábla. Steelmak 47, 67–76 (2020).