Köszönjük, hogy meglátogatta a Nature.com oldalt.Az Ön által használt böngészőverzió korlátozott CSS-támogatással rendelkezik.A legjobb élmény érdekében javasoljuk, hogy használjon frissített böngészőt (vagy tiltsa le a kompatibilitási módot az Internet Explorerben).Addig is a folyamatos támogatás érdekében a webhelyet stílusok és JavaScript nélkül jelenítjük meg.
A széles körben használt rozsdamentes acél és kovácsolt változatai a króm-oxidból álló passzivációs rétegnek köszönhetően környezeti körülmények között ellenállnak a korróziónak.Az acél korróziója és eróziója hagyományosan e rétegek tönkremenetelével jár, de ritkán mikroszkopikus szinten, a felületi inhomogenitás eredetétől függően.Ebben a munkában a spektroszkópiai mikroszkópiával és kemometriai analízissel kimutatott nanoméretű felületi kémiai heterogenitás váratlanul uralja a hidegen hengerelt cériummal módosított szuperduplex rozsdamentes acél 2507 (SDSS) bomlását és korrózióját annak forró deformációs viselkedése során.másik oldal.Bár a röntgen fotoelektronmikroszkópos vizsgálat a természetes Cr2O3 réteg viszonylag egyenletes lefedettségét mutatta, a hidegen hengerelt SDSS rossz passzivációs eredményeket mutatott a Fe3+-ban gazdag nanoszigetek lokalizált eloszlása ​​miatt a Fe/Cr oxid rétegen.Ez az atomi szintű tudás a rozsdamentes acél korróziójának mély megértését teszi lehetővé, és várhatóan segít a hasonló erősen ötvözött fémek korróziójának leküzdésében.
A rozsdamentes acél feltalálása óta a ferrokróm ötvözetek korrózióállóságát a krómnak tulajdonítják, amely erős oxid/oxihidroxidot képez, amely 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 megnövelt mechanikai szilárdság könnyebb és kompaktabb kialakítást tesz lehetővé.Ezzel szemben a gazdaságos SDSS kiválóan ellenáll a lyukkorróziónak és a réskorróziónak, ami hosszabb élettartamot és szélesebb körű alkalmazásokat eredményez a szennyezés elleni küzdelemben, a vegyszertartályokban, valamint a tengeri olaj- és gáziparban4.A hőkezelési hőmérséklet szűk tartománya és a rossz alakíthatóság azonban akadályozza széleskörű gyakorlati alkalmazását.Ezért az SDSS-t módosították a fenti tulajdonságok javítása érdekében.Például a 2507 SDSS-ben (Ce-2507) bevezették a Ce módosítást és az N 6, 7, 8 magas hozzáadását.A 0,08 tömeg%-os ritkaföldfém elem (Ce) megfelelő koncentrációja jótékony hatással van a DSS mechanikai tulajdonságaira, mivel javítja a szemcsefinomítást és a szemcsehatár-szilárdságot.Javult a kopás- és korrózióállóság, a szakítószilárdság és a folyáshatár, valamint a melegen megmunkálhatóság is9.Nagy mennyiségű nitrogén helyettesítheti a drága nikkeltartalmat, így az SDSS költséghatékonyabb10.
Az utóbbi időben az SDSS-t plasztikusan deformálták különféle hőmérsékleteken (alacsony hőmérsékleten, hidegen és melegen), hogy kiváló mechanikai tulajdonságokat érjenek el6,7,8.Az SDSS kiváló korrózióállósága azonban a felületen található vékony oxidfilmnek köszönhető, amelyet számos tényező befolyásol, például sok különböző szemcsehatárú fázis jelenléte, nem kívánt csapadékok és eltérő reakciók.a különböző ausztenites és ferrites fázisok belső inhomogén mikroszerkezete deformálódik 7 .Ezért az ilyen filmek mikrodomén tulajdonságainak vizsgálata az elektronikus szerkezet szintjén döntő fontosságú az SDSS korrózió megértéséhez, és összetett kísérleti technikákat igényel.Eddig a felületérzékeny módszerek, mint például az Auger-elektronspektroszkópia11 és a röntgen-fotoelektron-spektroszkópia12,13,14,15, valamint a kemény röntgen-fotoelektron-fotoelektron-rendszer különbözteti meg ugyanannak az elemnek a kémiai állapotát a tér különböző pontjain a nanoskálán, de gyakran nem választják el egymástól.Számos közelmúltbeli tanulmány összefüggésbe hozta a króm lokális oxidációját 17 ausztenites rozsdamentes acél, 18 martenzites rozsdamentes acél és SDSS 19, 20 megfigyelt korróziós viselkedésével. Ezek a tanulmányok azonban elsősorban a Cr heterogenitásának (pl. Cr3+ oxidációs állapot) korrózióállóságra gyakorolt ​​hatására összpontosítottak.Az elemek oxidációs állapotában az oldalirányú heterogenitást az azonos alkotóelemeket tartalmazó különböző vegyületek, például a vas-oxidok okozhatják.Ezek a vegyületek termomechanikailag feldolgozott kis méretet örökölnek egymás mellett, de összetételükben és oxidációs állapotukban különböznek16,21.Ezért az oxidfilmek tönkremenetelének feltárásához, majd a lyukasztáshoz meg kell érteni a felületi inhomogenitást mikroszkopikus szinten.E követelmények ellenére még mindig hiányoznak az olyan mennyiségi értékelések, mint például a laterális oxidáció heterogenitása, különösen a vas esetében nano/atomi skálán, és a korrózióállóság szempontjából jelentőségük feltáratlan.Egészen a közelmúltig a különféle elemek, például a vas és a kalcium kémiai állapotát acélmintákon kvantitatív módon írták le lágy röntgen fotoelektronmikroszkóppal (X-PEEM) nanoméretű szinkrotron sugárzó létesítményekben.A kémiailag érzékeny röntgenabszorpciós spektroszkópiai (XAS) technikákkal kombinálva az X-PEEM nagy térbeli és spektrális felbontású XAS mérést tesz lehetővé, kémiai információt szolgáltatva az elemi összetételről és annak kémiai állapotáról a nanométeres skáláig terjedő térbeli felbontással 23 .Az iniciáció helyének ez a mikroszkóp alatti spektroszkópiai megfigyelése megkönnyíti a helyi kémiai kísérleteket, és térben is kimutathatja a Fe-rétegben korábban feltáratlan kémiai változásokat.
Ez a tanulmány kiterjeszti a PEEM előnyeit a nanoméretű kémiai különbségek kimutatásában, és egy áttekintő atomi szintű felületelemzési módszert mutat be a Ce-2507 korróziós viselkedésének megértéséhez.K-közép klaszter-kemometriai adatokat24 használ az érintett elemek globális kémiai összetételének (heterogenitásának) feltérképezésére, kémiai állapotukat statisztikai ábrázolásban ábrázolva.A króm-oxid film lebomlása által okozott hagyományos korróziótól eltérően a jelenlegi rossz passziváció és rossz korrózióállóság a Fe3+-ban gazdag nanoszigeteknek tulajdonítható a Fe/Cr oxid réteg közelében, ami a védőoxid támadása lehet.A helyén filmréteget képez és korróziót okoz.
A deformált SDSS 2507 korrozív viselkedését először elektrokémiai mérésekkel értékelték.ábrán.Az 1. ábra a Nyquist- és Bode-görbéket mutatja be kiválasztott mintákra savas (pH = 1) vizes FeCl3 oldatokban szobahőmérsékleten.A kiválasztott elektrolit erős oxidálószerként működik, amely jellemzi a passzivációs film hajlamát a lebomlásra.Bár az anyag nem esett át stabil szobahőmérsékletű lyukképződésen, ezek az elemzések betekintést nyújtottak a lehetséges meghibásodási eseményekbe és a korrózió utáni folyamatokba.Az elektrokémiai impedancia spektroszkópia (EIS) spektrumainak illesztésére az ekvivalens áramkört (1d. ábra) használtuk, a megfelelő illesztési eredményeket pedig az 1. táblázat mutatja. Az oldattal kezelt és a melegen megmunkált minták tesztelésekor hiányos félkörök jelentek meg, míg a megfelelő tömörített félköröket hidegen hengereltük (1b. ábra).Az EIS spektrumban a félkör sugarát tekinthetjük polarizációs ellenállásnak (Rp)25,26.Az oldattal kezelt SDSS Rp értéke az 1. táblázatban körülbelül 135 kΩ cm-2, azonban a melegen megmunkált és hidegen hengerelt SDSS esetében sokkal alacsonyabb értékeket láthatunk, 34,7 és 2,1 kΩ cm-2.Az Rp ezen jelentős csökkenése a plasztikus deformáció káros hatását jelzi a passzivációra és a korrózióállóságra, amint azt a korábbi jelentések 27, 28, 29, 30 mutatják.
a Nyquist, b, c Bode impedancia- és fázisdiagramok, valamint egy ekvivalens kapcsolási modell d-hez, ahol RS az elektrolit ellenállása, Rp a polarizációs ellenállás, és QCPE az állandó fázisú elem-oxid, amelyet a nem ideális kapacitás (n) modellezésére használnak.Az EIS méréseket üresjárati potenciálon végeztük.
Az elsőrendű állandók a Bode-diagramon láthatók, a nagyfrekvenciás plató pedig az RS26 elektrolit-ellenállást jelenti.A frekvencia csökkenésével az impedancia növekszik, és negatív fázisszög található, ami a kapacitás dominanciáját jelzi.A fázisszög növekszik, megtartva maximális értékét viszonylag széles frekvenciatartományban, majd csökken (1c. ábra).Ez a maximális érték azonban mindhárom esetben kisebb, mint 90°, ami a kapacitív diszperzió miatt nem ideális kapacitív viselkedést jelzi.Így a QCPE konstans fáziselem (CPE) a felületi durvaságból vagy inhomogenitásból származó határfelületi kapacitáseloszlás ábrázolására szolgál, különösen az atomi lépték, a fraktálgeometria, az elektródák porozitása, az egyenetlen potenciál és a felületfüggő árameloszlás tekintetében.Elektróda geometriája31,32.CPE impedancia:
ahol j a képzeletbeli szám és ω a szögfrekvencia.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 eltérést, azaz minél közelebb van n 1-hez, annál közelebb van a CPE a tiszta kapacitáshoz, ha pedig n közel nullához, akkor az ellenállás.Az n kis eltérése, közel 1, a felület nem ideális kapacitív viselkedését jelzi a polarizációvizsgálat után.A hidegen hengerelt SDSS QCPE-je sokkal magasabb, mint a hasonló termékeknél, ami azt jelenti, hogy a felület minősége kevésbé egyenletes.
A rozsdamentes acélok legtöbb korrózióállósági tulajdonságával összhangban az SDSS viszonylag magas Cr tartalma általában az SDSS kiváló korrózióállóságát eredményezi, mivel a felületen egy passzív védő oxidfilm van jelen17.Ez a passziváló film általában gazdag Cr3+ oxidokban és/vagy hidroxidokban, főleg Fe2+, Fe3+ oxidokat és/vagy (oxi)hidroxidokat integrál 33 .Az azonos felületi egyenletesség, passziváló oxidréteg és a felületen látható sérülések hiánya ellenére, a mikroszkópos felvételek alapján6,7 a melegen megmunkált és a hidegen hengerelt SDSS korróziós viselkedése eltérő, ezért az acél deformációs mikroszerkezetének és szerkezeti jellemzőinek alapos tanulmányozását igényli.
A deformált rozsdamentes acél mikroszerkezetét belső és szinkrotron nagyenergiájú röntgensugárzással kvantitatívan vizsgáltuk (1., 2. kiegészítő ábra).A részletes elemzést a Kiegészítő Információk tartalmazzák.Bár nagymértékben megfelelnek a főfázis típusának, különbségek találhatók a fázistérfogat-frakciókban, amelyeket az 1. kiegészítő táblázat sorol fel. Ezek a különbségek összefüggésbe hozhatók a felszíni inhomogén fázisfrakciókkal, valamint a különböző mélységekben végzett térfogati fázisfrakciókkal.röntgendiffrakciós kimutatás.(XRD) a beeső fotonok különböző energiaforrásaival.A hidegen hengerelt próbatestekben az ausztenit relatíve magasabb aránya, amelyet laboratóriumi forrásból XRD-vel határoztak meg, jobb passzivációt, és ezt követően jobb korrózióállóságot jelez35, míg a pontosabb és statisztikai eredmények ellentétes tendenciákat jeleznek a fázisarányokban.Emellett az acél korrózióállósága függ a szemcsefinomultság mértékétől, a szemcseméret-csökkenéstől, a mikrodeformációk növekedésétől és a diszlokációsűrűségtől is, amelyek a termomechanikus kezelés során jelentkeznek36,37,38.A melegen megmunkált próbatestek szemcsésebb jelleget mutatnak, ami mikron méretű szemcsékre utal, míg a hidegen hengerelt mintákon megfigyelt sima gyűrűk (3. kiegészítő ábra) a korábbi munkák során jelentős szemcsefinomulást jeleznek a nanoméretűre, ami hozzájárulhat a film passziválásához.a korrózióállóság kialakulása és növelése.A nagyobb diszlokációsűrűség általában kisebb ütésállósággal jár, ami jól egyezik az elektrokémiai mérésekkel.
Az elemi elemek mikrodoménjeinek kémiai állapotában bekövetkezett változásokat szisztematikusan tanulmányozták az X-PEEM segítségével.Az ötvözőelemek bősége ellenére a Cr, Fe, Ni és Ce39 mellett döntöttek, mivel a Cr a passzivációs film kialakításának kulcseleme, az acélban a Fe a fő elem, a Ni pedig fokozza a passzivációt és egyensúlyba hozza a ferrit-ausztenites fázisszerkezetet és a Ce módosítás célját.A szinkrotron sugárzás energiájának beállításával a RAS-t a felületről bevonták a Cr (L2.3 él), Fe (L2.3 él), Ni (L2.3 él) és Ce (M4.5 él) fő jellemzőivel.melegalakítás és hideghengerlés Ce-2507 SDSS.Megfelelő adatelemzést végeztünk az energiakalibráció beépítésével a publikált adatokkal (pl. XAS 40, 41 Fe L2-n, 3 él).
ábrán.A 2. ábra a melegen megmunkált (2a. ábra) és hidegen hengerelt (2d. ábra) Ce-2507 SDSS, valamint a Cr és Fe L2,3 megfelelő XAS-éleinek X-PEEM-képeit mutatja külön megjelölt helyeken.Az XAS L2,3 éle a 2p3/2 (L3 él) és 2p1/2 (L2 él) spin-pályahasadási szinteken vizsgálja az elektron fotogerjesztés utáni üres 3d állapotokat.A Cr vegyértékállapotára vonatkozó információkat XAS-ból szereztük be a 2b. ábra L2,3 élénél, pl.Összehasonlítás a bírókkal.42,43 azt mutatta, hogy négy csúcs volt megfigyelhető az L3 él közelében, ezek neve A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) és D (582,2 eV), amelyek a Cr2O3 ionnak megfelelő oktaéderes Cr3+-t tükrözik.A kísérleti spektrumok megegyeznek a b és e paneleken bemutatott elméleti számításokkal, amelyeket a Cr L2.3 interfész kristálymezőjének többszöri számításából kaptunk, 2,0 eV44 kristálymező alkalmazásával.A melegen megmunkált és a hidegen hengerelt SDSS mindkét felülete viszonylag egyenletes Cr2O3 réteggel van bevonva.
a b Cr L2.3 élnek és c Fe L2.3 élnek megfelelő termikusan deformált SDSS X-PEEM hőképe, az e Cr L2.3 élnek megfelelő hidegen hengerelt SDSS X-PEEM hőképe és az f Fe L2 .3 éloldalnak ( f).Az XAS spektrumokat a hőképeken jelölt különböző térbeli pozíciókban ábrázoltuk (a, d), a (b) és (e) narancssárga pontozott vonalak a Cr3+ szimulált XAS spektrumát jelentik 2,0 eV kristálymező értékkel.Az X-PEEM képekhez használjon termikus palettát a kép olvashatóságának javítása érdekében, ahol a kéktől a vörösig terjedő színek arányosak a röntgensugárzás abszorpciójának intenzitásával (alacsonytól a magasig).
A fémes elemek kémiai környezetétől függetlenül a Ni és Ce ötvözőelemek hozzáadásának kémiai állapota mindkét minta esetében változatlan maradt.Kiegészítő rajz.Az 5-9. ábrák az X-PEEM képeket és a megfelelő XAS-spektrumokat mutatják Ni és Ce esetén a melegen megmunkált és hidegen hengerelt próbatestek felületén különböző pozíciókban.A Ni XAS a Ni2+ oxidációs állapotát mutatja a melegen megmunkált és hidegen hengerelt próbatestek teljes mért felületén (kiegészítő megbeszélés).Megjegyzendő, hogy a melegen megmunkált mintáknál a Ce XAS jelét nem, míg a hidegen hengerelt mintáknál a Ce3+ spektrumát figyeltük meg.A hidegen hengerelt mintákban a Ce foltok megfigyelése azt mutatta, hogy a Ce elsősorban csapadék formájában jelenik meg.
A termikusan deformált SDSS-ben nem figyeltek meg lokális szerkezeti változást a XAS-ban a Fe L2,3 élnél (2c. ábra).Azonban a Fe-mátrix kistérségi szinten megváltoztatja kémiai állapotát a hidegen hengerelt SDSS hét véletlenszerűen kiválasztott pontján, amint az a 2f. ábrán látható.Ezen túlmenően, hogy pontos képet kapjunk a vas állapotának változásairól a 2f. ábrán kiválasztott helyeken, helyi felszíni vizsgálatokat végeztünk (3. ábra és 10. kiegészítő ábra), amelyekben kisebb kör alakú régiókat választottunk ki.Az α-Fe2O3 rendszerek Fe L2,3 élének és Fe2+ oktaéder-oxidoknak XAS spektrumát többszörös kristálytérszámítással modelleztem 1,0 (Fe2+) és 1,0 (Fe3+)44 kristálymező alkalmazásával. Megjegyezzük, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 lokális szimmetriája eltérő45,46, a Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációja,47 és FeO45 formálisan kétértékű Fe2+-oxid (3d6). Megjegyezzük, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 lokális szimmetriája eltérő45,46, a Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációja,47 és FeO45 formálisan kétértékű Fe2+-oxid (3d6).Megjegyezzük, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 lokális szimmetriája eltérő45,46, a Fe3O4 egyesíti a Fe2+-t és Fe3+-ot,47 és a FeO45-öt formálisan kétértékű Fe2+ (3d6) oxid formájában.Megjegyzendő, hogy az α-Fe2O3 és a γ-Fe2O3 lokális szimmetriája eltérő45,46, a Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációja,47 és a FeO45 formális kétértékű Fe2+-oxidként működik (3d6).Az α-Fe2O3-ban az összes Fe3+ ion csak Oh pozícióval rendelkezik, míg a γ-Fe2O3-at általában Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinell képviseli, pl. pozíciókban üres helyekkel.Ezért a γ-Fe2O3 Fe3+ ionjainak Td és Oh pozíciója is van.Amint azt egy korábbi cikkben említettük,45 bár a kettő intenzitási aránya 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+ legyen jelen.Figyelembe véve a Fe3O4 esetét Fe2+ és Fe3+ esetén is, az első ismert tulajdonság, amelyről ismert, hogy a Fe esetében gyengébb (erősebb) L3 él, kisebb (nagyobb) t2g foglalatlan állapotot jelez.Ez a Fe2+-ra (Fe3+) vonatkozik, ami azt mutatja, hogy a növekedés első jellemzője a Fe2+47 tartalom növekedését jelzi.Ezek az eredmények azt mutatják, hogy a Fe2+ és γ-Fe2O3, α-Fe2O3 és/vagy Fe3O4 együttélése dominál a kompozitok hidegen hengerelt felületén.
A Fe L2,3 élt keresztező XAS spektrumok (a, c) és (b, d) felnagyított fotoelektronos hőleképező képei különböző térbeli pozíciókban a 2. és 1. ábrán kiválasztott 2. és E. régión belül.2d.
A kapott kísérleti adatokat (4a. ábra és kiegészítő 11. ábra) ábrázoljuk, és összehasonlítjuk a 40, 41, 48 tiszta vegyületek adataival. Három különböző típusú, kísérletileg megfigyelt Fe L-él XAS spektrum (XAS-1, XAS-2 és XAS-3: 4a. ábra).Pontosabban, a 3b. ábrán a 2-a spektrumot (XAS-1-ként jelölve), majd a 2-b spektrumot (XAS-2 jelzéssel) figyelték meg a teljes detektálási területen, míg a 3d. ábrán az E-3-hoz hasonló spektrumokat (XAS-3 jelzéssel) bizonyos helyeken figyelték meg.A vizsgált mintában általában négy paramétert használtunk a meglévő vegyértékállapotok azonosítására: (1) L3 és L2 spektrális jellemzők, (2) az L3 és L2 jellemzők energiapozíciói, (3) az L3-L2 energiakülönbség., ( 4) L2/L3 intenzitásarány.Vizuális megfigyelések szerint (4a. ábra) mindhárom Fe komponens, nevezetesen a Fe0, Fe2+ és Fe3+ jelen van a vizsgált SDSS felületen.A számított L2/L3 intenzitásarány is mindhárom komponens jelenlétét jelezte.
a Fe szimulált XAS-spektruma három különböző kísérleti adattal (az XAS-1, XAS-2 és XAS-3 folytonos vonalak a 2-a, 2-b és E-3-nak felelnek meg a 2. és 3. ábrán). -2, XAS-3) és a megfelelő optimalizált LCF adatok (folytonos fekete vonal), valamint XAS-3 spektrumok formájában Fe3O4 (Fe vegyes állapota) és Fe2O3 (tiszta Fe3+) standardokkal.
A vas-oxid-összetétel mennyiségi meghatározásához a három standard 40, 41, 48 lineáris kombinációs illesztését (LCF) alkalmaztuk.Az LCF-et három kiválasztott Fe L-él XAS spektrumra valósítottuk meg, amelyek a legnagyobb kontrasztot mutatták, nevezetesen XAS-1, XAS-2 és XAS-3, amint az a 4b–d ábrán látható.Az LCF-szerelvényeknél minden esetben 10% Fe0-t vettünk figyelembe, aminek oka, hogy minden adatban kis párkányt figyeltünk meg, valamint amiatt, hogy az acél fő alkotóeleme a fémvas. Valójában az X-PEEM próbamélysége Fe (~6 nm)49 esetén nagyobb, mint a becsült oxidációs rétegvastagság (valamivel >4 nm), ami lehetővé teszi a passzivációs réteg alatti vasmátrixból (Fe0) érkező jelek detektálását. Valójában az X-PEEM próbamélysége Fe (~6 nm)49 esetén nagyobb, mint a becsült oxidációs rétegvastagság (valamivel >4 nm), ami lehetővé teszi a passzivációs réteg alatti vasmátrixból (Fe0) érkező jelek detektálását. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (нем4онтого) обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Valójában a szonda X-PEEM mélysége Fe (~6 nm)49 esetén nagyobb, mint az oxidációs réteg feltételezett vastagsága (kissé >4 nm), ami lehetővé teszi a vasmátrix (Fe0) jelének detektálását a passzivációs réteg alatt.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（癌层厚度（略> 4 nm）化层下方的铁基体（Fe0）的信号.事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略＋ 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 巋 信叏 信号 信叏信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина омомаемая толщина омомая толщина омомая толщина что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Valójában a Fe (~6 nm) 49 X-PEEM általi detektálási mélysége nagyobb, mint az oxidréteg várható vastagsága (kissé > 4 nm), ami lehetővé teszi a vasmátrixból (Fe0) érkező jel detektálását a passzivációs réteg alatt. .Különféle Fe2+ és Fe3+ kombinációkat végeztünk, hogy megtaláljuk a lehető legjobb megoldást a megfigyelt kísérleti adatokra.ábrán.A 4b. ábra a Fe2+ és Fe3+ kombinációjának XAS-1 spektrumát mutatja, ahol a Fe2+ és Fe3+ aránya körülbelül 45%-kal volt hasonló, ami a Fe vegyes oxidációs állapotát jelzi.Míg az XAS-2 spektrumban a Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya ~30%, illetve 60% lesz.A Fe2+ kisebb, mint a Fe3+.A Fe2+ és Fe3 aránya, amely 1:2, azt jelenti, hogy a Fe3O4 azonos arányban képződhet a Fe-ionok között.Ezen kívül az XAS-3 spektrumban a Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya ~10% és 80% lesz, ami a Fe2+ magasabb Fe3+ átalakulását jelzi.Mint fentebb említettük, a Fe3+ származhat α-Fe2O3-ból, γ-Fe2O3-ból vagy Fe3O4-ből.A Fe3+ legvalószínűbb forrásának megértéséhez az XAS-3 spektrumot különböző Fe3+ standardokkal ábrázoltuk a 4e. ábrán, ami hasonlóságot mutat mindkét standarddal a B csúcs figyelembevételével.A vállcsúcsok intenzitása (A: Fe2+-ból) és a B/A intenzitásarány azonban azt jelzi, hogy az XAS-3 spektruma közel van, de nem esik egybe a γ-Fe2O3 spektrumával.Az ömlesztett γ-Fe2O3-hoz képest az A SDSS Fe 2p XAS csúcsa valamivel nagyobb intenzitású (4e. ábra), ami a Fe2+ magasabb intenzitását jelzi.Bár az XAS-3 spektruma hasonló a γ-Fe2O3 spektrumához, ahol Fe3+ az Oh és Td pozíciókban van jelen, a különböző vegyértékállapotok és koordináció azonosítása csak az L2,3 él mentén, illetve az L2/L3 intenzitásarány továbbra is folyamatos kutatások tárgya.vitát a végső spektrumot befolyásoló különféle tényezők összetettsége miatt41.
A kiválasztott, érdeklődésre számot tartó régiók kémiai állapotában a fent leírt spektrális különbségek mellett a kulcselemek Cr és Fe globális kémiai heterogenitását is értékeltük a minta felületén kapott összes XAS spektrum K-közép klaszterezési módszerrel történő osztályozásával.ábrán látható melegen megmunkált és hidegen hengerelt próbatestekben a Cr L élprofilok két, térben elosztott optimális klasztert alkotnak.5. Világos, hogy a lokális szerkezeti változásokat nem érzékeljük hasonlónak, mivel a XAS Cr spektrum két centroidja összehasonlítható.A két klaszter ezen spektrális alakja majdnem azonos a Cr2O342-nek megfelelőkkel, ami azt jelenti, hogy a Cr2O3 rétegek viszonylag egyenletesen helyezkednek el az SDSS-en.
Cr L K-az élrégió klasztereket jelenti, b pedig a megfelelő XAS centroidokat.A hidegen hengerelt SDSS K-közép X-PEEM összehasonlításának eredményei: c K-közép klaszterek Cr L2.3 peremrégiója és d megfelelő XAS centroidok.
A bonyolultabb FeL éltérképek szemléltetésére négy, illetve öt optimalizált klasztert és a hozzájuk tartozó centroidokat (spektrális profilokat) használtunk melegen megmunkált, illetve hidegen hengerelt mintákhoz.Ezért a Fe2+ és Fe3+ százalékos (%) értékét a 4. ábrán látható LCF illesztésével kaphatjuk meg.Az Epseudo pszeudoelektród potenciált Fe0 függvényében alkalmaztuk a felületi oxidfilm mikrokémiai inhomogenitásának feltárására.Az epszeudót hozzávetőlegesen a keverési szabály határozza meg,
ahol \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) egyenlő \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 és 0,036 V.Az alacsonyabb potenciállal rendelkező régiókban magasabb a Fe3+ vegyület tartalma.A termikusan deformált minták potenciáleloszlása ​​réteges jellegű, maximális változása körülbelül 0,119 V (6a, b ábra).Ez a potenciáleloszlás szorosan összefügg a felszín topográfiájával (6a. ábra).Más, pozíciófüggő változást nem figyeltünk meg az alatta lévő lamináris belső térben (6b. ábra).Ellenkezőleg, a különböző Fe2+ és Fe3+ tartalmú oxidok hidegen hengerelt SDSS-ben történő kapcsolásakor a pszeudopotenciál nem egyenletes természete figyelhető meg (6c, d ábra).A Fe3+-oxidok és/vagy (oxi)-hidroxidok az acélban található rozsda fő összetevői, és oxigén- és vízáteresztők50.Ebben az esetben a Fe3+-ban gazdag szigetek lokálisan elterjedtnek minősülnek, és korrodált területnek tekinthetők.Ugyanakkor az aktív korróziós helyek lokalizációjának indikátoraként a potenciálmező gradiense, nem pedig a potenciál abszolút értéke használható.A Fe2+ és Fe3+ ezen egyenetlen eloszlása ​​a hidegen hengerelt SDSS felületén megváltoztathatja a helyi kémiát, és praktikusabb aktív felületet biztosíthat az oxidfilm lebomlása és a korróziós reakciók során, lehetővé téve az alatta lévő fémmátrix korrodálódását, ami belső heterogenitást eredményez.tulajdonságait és csökkenti a passziváló réteg védő tulajdonságait.
K-közép klaszterek és megfelelő XAS centroidok a melegen deformált X-PEEM ac és df Fe L2.3 éltartományában hidegen hengerelt SDSS.a, d A K-középpont az X-PEEM-képekre lefedett klaszterdiagramokat jelenti.A számított pszeudoelektród potenciált (Epseudo) a K-közép klaszter diagrammal együtt említjük.Az X-PEEM kép fényereje, akárcsak a 2. ábrán látható szín, arányos a röntgensugárzás abszorpciós intenzitásával.
A viszonylag egységes Cr, de a vas eltérő kémiai állapota eltérő oxidfilm-károsodáshoz és korróziós mintázathoz vezet a melegen megmunkált és hidegen hengerelt Ce-2507-ben.A hidegen hengerelt Ce-2507 ezen tulajdonságát alaposan tanulmányozták.A környezeti levegőben a vas oxidjainak és hidroxidjainak képződését illetően ebben a szinte semleges munkában a reakciók a következők:
A fenti reakciók az X-PEEM elemzésen alapuló következő forgatókönyvekben fordulnak elő.A Fe0-nak megfelelő kis váll az alatta lévő fémvashoz kapcsolódik.A fémes Fe reakciója a környezettel Fe(OH)2 réteg képződését eredményezi ((5) egyenlet), amely fokozza a Fe2+ jelet a Fe L-él XAS-ban.A levegőnek való hosszan tartó expozíció Fe3O4 és/vagy Fe2O3 oxidok képződését eredményezheti Fe(OH)252,53 után.A Cr3+-ban gazdag védőrétegben a Fe két stabil formája, a Fe3O4 és Fe2O3 is kialakulhat, amelyek közül a Fe3O4 az egységes és ragadós szerkezetet részesíti előnyben.Mindkettő jelenléte vegyes oxidációs állapotot (XAS-1 spektrum) eredményez.Az XAS-2 spektruma elsősorban a Fe3O4-nek felel meg.Míg a XAS-3 spektrum több helyen történő megfigyelése a teljes átalakulást jelezte γ-Fe2O3-má.Mivel a kiterített röntgensugarak behatolási mélysége körülbelül 50 nm, az alsó rétegből érkező jel az A csúcs intenzitását eredményezi.
Az XPA spektrum azt mutatja, hogy az oxidfilmben lévő Fe komponens réteges szerkezetű, és Cr-oxid réteggel kombinálódik.A korrózió során a Cr2O3 lokális inhomogenitásából adódó passziváció jeleivel ellentétben ebben a munkában az egyenletes Cr2O3 réteg ellenére ebben az esetben alacsony korrózióállóság figyelhető meg, különösen a hidegen hengerelt próbatesteknél.A megfigyelt viselkedés a felső réteg (Fe) kémiai oxidációs állapotának heterogenitásaként értelmezhető, amely befolyásolja a korróziós teljesítményt.A felső réteg (vas-oxid) és az alsó réteg (króm-oxid)52,53 azonos sztöchiometriájának köszönhetően a köztük lévő jobb kölcsönhatás (tapadás) a fém- vagy oxigénionok lassú szállításához vezet a rácsban, ami viszont a korrózióállóság növekedéséhez vezet.Ezért a folyamatos sztöchiometrikus arány, azaz a vas egy oxidációs állapota előnyösebb, mint a hirtelen sztöchiometrikus változások.A hő hatására deformált SDSS felülete egyenletesebb, védőrétege sűrűbb, és jobb a korrózióállósága.Míg a hidegen hengerelt SDSS esetében a Fe3+-ban gazdag szigetek jelenléte a védőréteg alatt sérti a felület integritását és galvanikus korróziót okoz a közeli hordozóval, ami az Rp meredek csökkenéséhez vezet (1. táblázat).Az EIS spektrum és korrózióállósága csökken.Látható, hogy a Fe3+-ban gazdag szigetek plasztikus deformáció miatti lokális eloszlása ​​elsősorban a korrózióállóságot befolyásolja, ami ebben a munkában áttörést jelent.Így ez a tanulmány spektroszkópiai mikroszkópos képeket mutat be a plasztikus deformációs módszerrel vizsgált SDSS-minták korrózióállóságának csökkenéséről.
Ezen túlmenően, bár a ritkaföldfém-ötvözet a kétfázisú acélokban jobb teljesítményt mutat, ennek az adalékanyagnak a kölcsönhatása az egyedi acélmátrixszal a korróziós viselkedés szempontjából a spektroszkópiai mikroszkópos vizsgálat szerint továbbra is megfoghatatlan.A Ce jelek megjelenése (XAS M-éleken keresztül) csak néhány helyen jelenik meg hideghengerlés során, de eltűnik az SDSS meleg deformációja során, jelezve a Ce lokális kicsapódását az acélmátrixban, nem pedig homogén ötvözetet.Bár nem javítja jelentősen az SDSS mechanikai tulajdonságait6,7, a ritkaföldfém-elemek jelenléte csökkenti a zárványok méretét, és úgy gondolják, hogy gátolja a lyukképződést a kezdeti régióban54.
Összefoglalva, ez a munka feltárja a felület heterogenitásának hatását a cériummal módosított 2507 SDSS korróziójára a nanoméretű komponensek kémiai tartalmának számszerűsítésével.Arra a kérdésre, hogy miért korrodálódik a rozsdamentes acél még védőoxidréteg alatt is, a mikroszerkezetének, felületi kémiájának és jelfeldolgozásának számszerűsítésével K-közép klaszterezéssel válaszolunk.Megállapítást nyert, hogy a Fe3+-ban gazdag szigetek, beleértve oktaéderes és tetraéderes koordinációjukat a kevert Fe2+/Fe3+ teljes jellemzője mentén, az SDSS hidegen hengerelt oxidfilm károsodásának és korróziójának forrásai.A Fe3+ által dominált nanoszigetek még elegendő sztöchiometrikus Cr2O3 passziváló réteg jelenlétében is gyenge korrózióállóságot eredményeznek.A nanoméretű kémiai heterogenitás korrózióra gyakorolt ​​hatásának meghatározásában elért módszertani fejlődésen túlmenően a folyamatban lévő munka várhatóan ösztönzi a mérnöki folyamatokat a rozsdamentes acélok korrózióállóságának javítására az acélgyártás során.
A tanulmányban használt Ce-2507 SDSS tuskó elkészítéséhez egy tiszta vascsővel lezárt, Fe-Ce mesterötvözetet tartalmazó vegyes összetételt olvasztottak meg egy 150 kg-os közepes frekvenciájú indukciós kemencében, így olvadt acélt készítettek, és öntőformába öntötték.A mért kémiai összetételeket (tömeg%) a 2. kiegészítő táblázat tartalmazza. A tuskót először melegen kovácsolják tömbökké.Ezután 1050 °C-on 60 percig lágyítottuk, hogy szilárd oldat formájában acélt kapjunk, majd vízben szobahőmérsékletre lehűtjük.A vizsgált mintákat TEM és DOE segítségével részletesen tanulmányoztuk a fázisok, a szemcseméret és a morfológia tanulmányozására.A mintákról és a gyártási folyamatról részletesebb információk találhatók más forrásokban6,7.
A hengeres mintákat (φ10 mm×15 mm) melegsajtoláshoz úgy dolgoztuk fel, hogy a henger tengelye párhuzamos legyen a blokk deformációs irányával.A magas hőmérsékletű kompressziót különböző hőmérsékleteken, 1000-1150°C tartományban hajtottuk végre egy Gleeble-3800 hőszimulátor segítségével, állandó nyúlási sebességgel, 0,01-10 s-1 tartományban.A deformáció előtt a mintákat 10 °C s-1 sebességgel hevítettük 2 percig egy kiválasztott hőmérsékleten, hogy kiküszöböljük a hőmérsékleti gradienst.A hőmérséklet egyenletességének elérése után a mintát 0,7-es valódi alakváltozási értékre deformáltuk.A deformáció után a mintákat azonnal lehűtöttük vízzel, hogy megőrizzük a deformált szerkezetet.Az edzett mintát ezután a préselési iránnyal párhuzamosan vágják.Ehhez a konkrét vizsgálathoz egy 1050°C-os, 10 s-1 forró alakváltozási feltétellel rendelkező próbatestet választottunk, mert a megfigyelt mikrokeménység magasabb volt, mint más mintáknál7.
A Ce-2507 szilárd oldat masszív (80 × 10 × 17 mm3) mintáit egy LG-300 háromfázisú aszinkron kéthengeres malomban használtuk, amely a legjobb mechanikai tulajdonságokkal rendelkezik az összes többi deformációs szint között6.Az alakváltozási sebesség és a vastagságcsökkenés mindegyik pályára 0,2 m·s-1, illetve 5%.
Az SDSS elektrokémiai mérésekhez Autolab PGSTAT128N elektrokémiai munkaállomást használtunk hideghengerlés után 90%-os vastagságcsökkenésig (1,0 ekvivalens valódi nyúlás), majd 1050 °C-on 10 s-1-ig tartó melegsajtolás után 0,7 valódi nyúlásig.A munkaállomáson egy háromelektródás cella található, referenciaelektródaként telített kalomelelektródával, grafit ellenelektródával és munkaelektródaként egy SDSS-mintával.A mintákat 11,3 mm átmérőjű hengerekre vágtuk, amelyek oldalára rézhuzalokat forrasztottunk.A mintákat ezután epoxival rögzítettük, 1 cm2-es nyitott munkaterületet hagyva munkaelektródaként (a hengeres minta alsó oldala).Legyen óvatos az epoxi kikeményítése és az azt követő csiszolás és polírozás során, hogy elkerülje a repedést.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 néhány napig levegőnek tették ki, hogy természetes oxidfilmet képezzenek.A rozsdamentes acél korróziójának felgyorsítására az ASTM ajánlásai szerint HCl-lel pH = 1,0 ± 0,01 pH-ra stabilizált vizes FeCl3 oldatot (6,0 tömeg%) használnak55, mert erős oxidálóképességű és alacsony pH-értékkel rendelkező kloridionok jelenlétében korrozív hatású. Környezetvédelmi előírások G48 és A9238.Merítse a mintát a vizsgálati oldatba 1 órára, hogy elérje az egyensúlyi szintet, mielőtt bármilyen mérést végezne.Szilárd oldatos, melegen alakított és hidegen hengerelt minták esetében az impedanciaméréseket 0,39, 0,33 és 0,25 V nyitott áramköri potenciáloknál (OPC) végeztük, az 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 téglalap alakú duplex acéltömböket mértek, amelyek mérete 1 × 1 × 1,5 mm3, hogy számszerűsítsék egy Brockhouse nagyenergiájú wiggler nyalábfázis-összetételét a kanadai CLS-ben56.Az adatgyűjtés Debye-Scherrer geometriával vagy átviteli geometriával szobahőmérsékleten történt.A LaB6 kalibrátorral kalibrált röntgenhullámhossz 0,212561 Å, ami 58 keV-nak felel meg, ami jóval magasabb, mint a laboratóriumi röntgenforrásként általánosan használt Cu Kα (8 keV).A mintát a detektortól 740 mm távolságra helyeztük el.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, sík paneles röntgendetektorral, 200 µm-es pixelekkel, 40×40 cm2-rel gyűjtöttük 0,3 másodperces expozíciós idő és 120 képkocka használatával.
Két kiválasztott modellrendszer X-PEEM mérését a MAX IV laboratórium (Lund, Svédország) Beamline MAXPEEM PEEM végállomásán végeztük.A mintákat az elektrokémiai mérésekhez hasonlóan készítettem elő.Az elkészített mintákat néhány napig levegőn tartottuk, és ultramagas vákuumkamrában gáztalanítottuk, mielőtt szinkrotron fotonokkal besugároztuk volna.A nyalábvonal energiafelbontását úgy kaptuk meg, hogy megmértük az ionhozam spektrumát a gerjesztési tartományban N 1 s-tól 1\(\pi _g^ \ast\) hv = 401 eV közelében N2-ben, a fotonenergia E3/2 , 57-től való függésével. tartományban. Ezért a nyalábvonal energiafelbontását E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 és fluxus ≈1012 ph/s értékre becsültük, módosított SX-700 monokromátor felhasználásával Si 1200 soros mm−1 élű ráccsal a Fe 2p C, M2,3 Ni2,3p2,3p2,3p2,3p2,3. ,5 él. Ezért a nyalábvonal energiafelbontását E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 és fluxus ≈1012 ph/s értékre becsültük, módosított SX-700 monokromátort Si 1200 soros mm−1 élrácstal a Fe 2p C M.3 Nit2, Cr3 L. .5 él. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/2000 ∆012. льзовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка,3,2p L2,3, кромка, 2p. 4,5. Így a nyalábcsatorna energiafelbontását E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 és fluxus ≈1012 f/s értékre becsültük egy módosított SX-700 monokromátorral, 1200 sor/mm-es Si-rácstal a Fe él 2p L2 ,2p3, L.2p3, L.2p3, Cr. 5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通 1012 ph/s，通mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 辌瀁 M2,3 辌瀁因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 在 並 2 ， PH/S ， 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 用 用 用Fe 2p L2.3 輹缘、猁猁 瘒 嘒 聹聹 瘾 老 2.3 Ce M4.5 边缘.Így, ha módosított SX-700 monokromátort használunk 1200 soros Si ráccsal.3, Cr él 2p L2.3, Ni él 2p L2.3 és Ce él M4.5.Pásztázza a fotonenergiát 0,2 eV-os lépésekben.Minden egyes energiánál a PEEM képeket egy TVIPS F-216 szálcsatolt CMOS detektorral rögzítettük, 2 x 2 rekesszel, amely 1024 × 1024 pixeles felbontást biztosít 20 µm-es látómezőben.A képek expozíciós ideje 0,2 s volt, átlagosan 16 képkocka.A fotoelektron képenergiát úgy választják meg, hogy a maximális másodlagos elektronjelet biztosítsák.Minden mérést normál gyakorisággal, lineárisan polarizált fotonsugárral végeztünk.A mérésekről bővebb információ egy korábbi tanulmányban található.A teljes elektronhozam (TEY) detektálási mód és alkalmazásának tanulmányozása után az X-PEEM49-ben, ennek a módszernek a próbamélysége körülbelül 4-5 nm a Cr jelnél és körülbelül 6 nm a Fe esetében.A Cr mélysége nagyon közel van az oxidfilm vastagságához (~4 nm)60,61, míg a Fe mélysége nagyobb, mint a vastagság.A Fe L peremén összegyűjtött XRD a vas-oxidok és a mátrixból származó Fe0 XRD keveréke.Az első esetben a kibocsátott elektronok intenzitása az összes lehetséges elektrontípustól származik, amelyek hozzájárulnak a TEY-hez.A tiszta vas jelhez azonban nagyobb kinetikus energiára van szükség ahhoz, hogy az elektronok átjussanak az oxidrétegen a felszínre, és az analizátor összegyűjtse őket.Ebben az esetben a Fe0 jel elsősorban az LVV Auger elektronoknak, valamint az általuk kibocsátott másodlagos elektronoknak köszönhető.Ezen túlmenően, az ezen elektronok által okozott TEY intenzitás lecsökken az elektronszökési út során, tovább csökkentve a Fe0 spektrális választ a vas XAS térképén.
Az adatbányászat integrálása egy adatkockába (X-PEEM adatok) kulcsfontosságú lépés a releváns információk (kémiai vagy fizikai tulajdonságok) kinyerésében egy többdimenziós megközelítésben.A K-means klaszterezést számos területen széles körben használják, beleértve a gépi látást, a képfeldolgozást, a felügyelet nélküli mintafelismerést, a mesterséges intelligenciát és a klasszifikációs elemzést.Például a K-közép klaszterezés jól teljesített a hiperspektrális képadatok klaszterezésében.Elvileg több jellemzős adatok esetén a K-közép algoritmus könnyen csoportosíthatja azokat a tulajdonságaik (fotonenergia tulajdonságai) alapján.A K-means klaszterezés egy iteratív algoritmus az adatok K nem átfedő csoportra (klaszterre) történő felosztására, 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 hozzárendelnek egy klasztert szomszédos centroidokkal.Egy klaszter súlypontja az adott klaszter adatpontjainak (XAS-spektrum) számtani átlaga.Különféle távolságok vannak a szomszédos centroidok euklideszi távolságként való meghatározásához.A px,y bemeneti kép esetén (ahol x és y a felbontás pixelben), CK a klaszter súlypontja;ezt a képet ezután K klaszterekbe szegmentálhatjuk (klaszterezhetjük) K-közép63 segítségével.A K-közép klaszterezési algoritmus utolsó lépései a következők:
2. lépés: Számítsa ki az összes pixel tagságát az aktuális súlypont szerint.Például a középpont és az egyes pixelek közötti d euklideszi távolságból számítják ki:
3. lépés Rendeljen minden képpontot a legközelebbi súlyponthoz.Ezután számítsa újra a K súlyponti pozíciókat a következőképpen:
4. lépés Ismételje meg a folyamatot (7) és (8) egyenlet), amíg a súlypontok konvergálnak.A végső klaszterezési minőségi eredmények erősen korrelálnak a kezdeti centroidok legjobb megválasztásával.Az acélképek PEEM adatszerkezetében az X (x × y × λ) jellemzően egy 3D tömbadatok kocka, míg az x és y tengelyek a térinformációt (pixelfelbontás), a λ tengely pedig egy fotonnak felel meg.energia spektrális kép.A K-means algoritmust az X-PEEM adatok érdeklődésére számot tartó területek feltárására használják úgy, hogy a pixeleket (klasztereket vagy alblokkokat) szétválasztják spektrális jellemzőik szerint, és kivonják a legjobb centroidokat (XAS spektrális profilokat) az egyes analitokhoz.fürt).A térbeli eloszlás, a helyi spektrális változások, az oxidációs viselkedés és a kémiai állapotok tanulmányozására szolgál.Például a K-means klaszterezési algoritmust használták a Fe L-él és Cr L-él régiókhoz melegen megmunkált és hidegen hengerelt X-PEEM-ben.Különféle számú K klasztert (mikroszerkezeti régiót) teszteltünk, hogy megtaláljuk az optimális klasztereket és centroidokat.Amikor ezek a számok megjelennek, a képpontok újra hozzá vannak rendelve a megfelelő klaszter-centroidokhoz.Minden színeloszlás a klaszter középpontjának felel meg, ami a kémiai vagy fizikai objektumok térbeli elrendezését mutatja.A kivont centroidok tiszta spektrumok lineáris kombinációi.
A tanulmány eredményeit alátámasztó adatok az érintett WC szerzőjének ésszerű kérésére rendelkezésre állnak.
Sieurin, H. & Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acél törési szilárdsága. Sieurin, H. & Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acél törési szilárdsága. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acél törési szilárdsága. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Hegesztett duplex rozsdamentes acélok törési szilárdsága.Britannia.Tört rész.szőrme.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Duplex rozsdamentes acélok korrózióállósága kiválasztott szerves savakban és szerves sav/klorid környezetben. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & 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 bizonyos szerves savakat és szerves savakat/kloridokat tartalmazó környezetben. 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.konzerváló.Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Fe-Al-Mn-C duplex ötvözetek korróziós-oxidatív viselkedése.Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Szuperduplex acélok új generációja berendezési gáz- és olajgyártáshoz. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Szuperduplex acélok új generációja berendezési gáz- és olajgyártáshoz.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Szuperduplex acélok új generációja olaj- és gáztermelő berendezésekhez.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Szuperduplex acélok új generációja gáz- és olajtermelő berendezésekhez.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Duplex 2507-es rozsdamentes acél meleg alakváltozási viselkedésének vizsgálata. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Duplex 2507-es rozsdamentes acél meleg alakváltozási viselkedésének vizsgálata. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall507. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A 2507 típusú duplex rozsdamentes acél forró alakváltozási 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. A 2507 típusú duplex rozsdamentes acél forró alakváltozási viselkedésének vizsgálata.Fém.alma Mater.transz.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.A szabályozott hideghengerlés hatása a cériummal módosított szuperduplex SAF 2507 rozsdamentes acél mikroszerkezetére és mechanikai tulajdonságaira.alma Mater.a tudomány.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.A cériummal módosított szuperduplex SAF 2507 rozsdamentes acél termikus deformációja által kiváltott szerkezeti és mechanikai tulajdonságok.J. Alma mater.tároló tartály.technológia.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Ritkaföldfémek hatása az ausztenites acél magas hőmérsékletű oxidációs viselkedésére. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & 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 alatt. 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 oxidációnál.koros.a tudomány.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. A Ce hatása a 27Cr-3,8Mo-2Ni szuperferrites rozsdamentes acélok mikroszerkezetére és tulajdonságaira. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & 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 szuperferrites rozsdamentes acélok mikroszerkezetére és tulajdonságaira 27Cr-3,8Mo-2Ni. 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. & 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. & Sun, S. A Ce hatása a 27Cr-3,8Mo-2Ni szuperferrites rozsdamentes acél mikroszerkezetére és tulajdonságaira.Vas jel.Steelmak 47, 67–76 (2020).