Köszönjük, hogy felkereste a Nature.com weboldalt. Ön korlátozott CSS-támogatású böngészőverziót használ. A legjobb élmény érdekében javasoljuk, hogy frissítse böngészőjét (vagy tiltsa le a kompatibilitási módot az Internet Explorerben). Ezenkívül a folyamatos támogatás biztosítása érdekében stílusok és JavaScript nélkül jelenítjük meg az oldalt.
Három diából álló forgószalagot jelenít meg egyszerre. Az Előző és Következő gombokkal egyszerre három dián, vagy a végén található csúszkagombokkal egyszerre három dián lapozhat.
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 általában ezen rétegek tönkremenetelével jár, de ritkán felületi inhomogenitások megjelenésével, a mikroszkopikus szinttől függően. Ebben a munkában a spektroszkópiai mikroszkópiával és kemometriai analízissel kimutatott nanoskálájú kémiai felületi heterogenitás váratlanul dominálja a hidegen hengerelt, cériummal módosított szuperduplex rozsdamentes acél 2507 (SDSS) törését és korrózióját a melegalakítás során. Bár a röntgenfotoelektronmikroszkópia a természetes Cr2O3 réteg viszonylag egyenletes bevonatát mutatta, a hidegen hengerelt SDSS passzivációs teljesítménye gyenge volt a Fe3+-ban gazdag nanoszigetek lokális 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 korróziógátló tulajdonságait a krómnak tulajdonítják, amely erős oxidokat/oxihidroxidokat képez, és a legtöbb környezetben passziváló viselkedést mutat. A hagyományos (ausztenites és ferrites) rozsdamentes acélokhoz 1, 2, 3 képest a szuperduplex rozsdamentes acélok (SDSS) jobb korrózióállósággal és kiváló mechanikai tulajdonságokkal rendelkeznek. A megnövekedett mechanikai szilárdság könnyebb és kompaktabb kialakítást tesz lehetővé. Ezzel szemben a gazdaságos SDSS nagy ellenállással rendelkezik a gödrös és réskorrózióval szemben, ami hosszabb élettartamot eredményez, ezáltal bővítve alkalmazását a szennyezésszabályozásban, a vegyipari tartályokban és a tengeri olaj- és gáziparban4. A hőkezelési hőmérsékletek szűk tartománya és a rossz alakíthatóság azonban akadályozza széles körű gyakorlati alkalmazásukat. Ezért az SDSS-t módosítják a fenti teljesítmény javítása érdekében. Például a Ce módosítást bevezették az SDSS 2507-be (Ce-2507) magas nitrogéntartalommal6,7,8. A ritkaföldfém (Ce) megfelelő, 0,08 tömeg% koncentrációban jótékony hatással van a DSS mechanikai tulajdonságaira, mivel javítja a szemcsefinomodást és a szemcsehatár szilárdságát. A kopás- és korrózióállóság, a szakítószilárdság és a folyáshatár, valamint a melegalakíthatóság is javul9. A nagy mennyiségű nitrogén helyettesítheti a drága nikkeltartalmat, így az SDSS költséghatékonyabbá válik10.
Az SDSS-t a közelmúltban különböző hőmérsékleteken (kriogén, hideg és meleg) plasztikusan alakították, hogy kiváló mechanikai tulajdonságokat érjenek el6,7,8. Az SDSS kiváló korrózióállóságát azonban a felületen lévő vékony oxidfilm jelenléte miatt számos tényező befolyásolja, mint például a különböző szemcsehatárokkal rendelkező heterogén fázisok jelenléte miatti inherens heterogenitás, a nem kívánt kicsapódások és az ausztenites és ferrites fázisok eltérő deformációi7. Ezért az ilyen filmek mikroszkopikus doméntulajdonságainak vizsgálata az elektronikus szerkezet szintjéig kulcsfontosságú az SDSS korróziójának 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-fotoemissziós mikroszkópia (HAX-PEEM)16 általában nem tudták kimutatni a kémiai különbségeket a felületi rétegekben. Ugyanazon elem kémiai állapotai a nanoskálájú tér különböző helyein. Számos újabb tanulmány összefüggésbe hozta a króm lokalizált oxidációját az ausztenites rozsdamentes acélok17, martenzites acélok18 és SDSS19,20 megfigyelt korróziós viselkedésével. Ezek a tanulmányok azonban főként a Cr heterogenitásának (pl. Cr3+ oxidációs állapota) a korrózióállóságra gyakorolt ​​hatására összpontosítottak. Az elemek oxidációs állapotainak laterális heterogenitását okozhatják az azonos alkotóelemeket tartalmazó különböző vegyületek, például a vas-oxidok. Ezek a vegyületek, amelyek a termomechanikus kezelés eredményeként kis méretet örököltek, közel vannak egymáshoz, de összetételükben és oxidációs állapotukban különböznek16,21. Ezért az oxidfilmek repedésének és az azt követő gödrösödésnek a kimutatásához meg kell érteni a felületi heterogenitást mikroszkopikus szinten. Ezen követelmények ellenére még mindig hiányoznak a kvantitatív becslések, mint például az oxidáció laterális heterogenitása, különösen a Fe esetében nano- és atomi szinten, és a korrózióállósággal való összefüggése továbbra sem feltárt. A közelmúltig az acélmintákon található különféle elemek, például a Fe és a Ca22 kémiai állapotát kvantitatívan jellemezték nanoskálájú szinkrotron sugárzási létesítményekben található lágy röntgen-fotoelektronmikroszkópiával (X-PEEM). A kémiailag érzékeny röntgenabszorpciós spektroszkópiával (XAS) kombinálva az X-PEEM nagy térbeli és spektrális felbontású XAS-méréseket tesz lehetővé, kémiai információkat szolgáltatva az elemek összetételéről és kémiai állapotáról, akár huszonhárom nanométeres térbeli felbontással. A reakció kezdetének ez a spektromikroszkópos megfigyelése megkönnyíti a lokális kémiai megfigyeléseket, és kimutathatja a vasréteg térében bekövetkező kémiai változásokat, amelyeket korábban nem vizsgáltak.
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. Egy klaszterezett K-közép24 kemometriai megközelítést alkalmaz az érintett elemek globális kémiai (hetero)homogenitásának feltérképezésére, amelyek kémiai állapotát statisztikai ábrázolásban mutatják be. A hagyományos esetben a króm-oxid film tönkremenetele által kiváltott korrózióval ellentétben a kevesebb passzivációt és az alacsonyabb korrózióállóságot jelenleg a Fe/Cr-oxid réteg közelében található lokalizált Fe3+-gazdag nanoszigeteknek tulajdonítják, amelyek védő tulajdonságok lehetnek. Az oxid tönkreteszi a szaggatott filmet 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-oldatban, szobahőmérsékleten. A kiválasztott elektrolit erős oxidálószerként működik, jellemezve a passziváló film lebomlására való hajlamát. Bár az anyag szobahőmérsékleten nem mutatott stabil gödrösödést, az elemzés betekintést nyújtott a lehetséges meghibásodási eseményekbe és az azt követő korrózióba. Az ekvivalens áramkört (1d. ábra) használták az elektrokémiai impedancia spektroszkópiai (EIS) spektrum illesztéséhez, és a megfelelő illesztési eredményeket az 1. táblázat mutatja. Az oldattal kezelt és melegen megmunkált mintákban hiányos félkörök jelennek meg, míg a hidegen hengerelt darabokban préselt félkörök (1b. ábra). Az EIS spektroszkópiában a félkör sugara tekinthető polarizációs ellenállásnak (Rp)25,26. Az 1. táblázatban az oldattal kezelt futópálya Rp értéke körülbelül 135 kΩ cm–2, azonban a melegen alakított és hidegen hengerelt futópálya értékei jóval alacsonyabbak, 34,7, illetve 2,1 kΩ cm–2. Az Rp ezen jelentős csökkenése a képlékeny alakváltozás passziválásra és korrózióállóságra gyakorolt ​​káros hatását mutatja, amint azt a korábbi jelentések is mutatják27,28,29,30.
a Nyquist-, b, c Bode-impedancia- és fázisdiagramok, valamint d a megfelelő ekvivalens áramköri modellek, ahol RS az elektrolit ellenállása, Rp a polarizációs ellenállás, és QCPE a nem ideális kapacitás (n) modellezéséhez használt állandó fázisú elem oxidja. Az EIS-méréseket nyitott áramköri potenciálon végzik.
Az egyidejű állandókat a Bode-diagram mutatja, ahol a magas frekvenciatartományban egy plató található, amely az RS26 elektrolit ellenállást jelenti. A frekvencia csökkenésével az impedancia növekszik, és negatív fázisszög alakul ki, ami a kapacitás dominanciáját jelzi. A fázisszög növekszik, viszonylag széles frekvenciatartományban megtartva maximumát, majd csökken (1c. ábra). Mindhárom esetben azonban ez a maximum 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, különösen atomi szinten, fraktálgeometriából, elektróda porozitásából, nem egyenletes potenciálból és az elektródák alakjával rendelkező geometriából eredő határfelületi kapacitáseloszlás ábrázolására31,32. CPE impedancia:
ahol j a képzetes szám, ω pedig a körfrekvencia. A QCPE egy frekvenciafüggetlen állandó, amely arányos az elektrolit effektív nyitott területével. Az n egy dimenzió nélküli teljesítményszám, amely leírja a kondenzátor ideális kapacitástól való eltérését, azaz minél közelebb van n 1-hez, annál közelebb van a CPE a tisztán kapacitívhoz, míg ha n közel van nullához, akkor ohmosnak tűnik. Az n kis eltérései, közel 1-hez, a felület nem ideális kapacitív viselkedését jelzik a polarizációs vizsgálatok után. A hidegen hengerelt SDSS QCPE-je jelentősen 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 passziváló védőoxid film jelenléte miatt17. Az ilyen passziváló filmek általában gazdagok Cr3+-oxidokban és/vagy hidroxidokban, főként Fe2+, Fe3+-oxidokkal és/vagy (oxi)hidroxidokkal kombinálva33. Az azonos felületi egyenletesség, a passziváló oxidréteg és a mikroszkopikus mérések szerint megfigyelhető felületi repedések hiánya ellenére6,7 a melegen hengerelt és a hidegen hengerelt SDSS korróziós viselkedése eltérő, ezért az acél deformációjához a mikroszerkezeti jellemzők mélyreható vizsgálata szükséges.
A deformált rozsdamentes acél mikroszerkezetét kvantitatívan vizsgálták belső és szinkrotron nagyenergiájú röntgensugarakkal (1. és 2. kiegészítő ábra). Részletes elemzést a kiegészítő információk tartalmaznak. Bár általános konszenzus van a fő fázis típusát illetően, a tömbi fázisfrakciókban különbségeket találtak, amelyeket az 1. kiegészítő táblázat tartalmaz. Ezek a különbségek a felületen és a térfogatban található inhomogén fázisfrakcióknak tudhatók be, amelyeket a röntgendiffrakciós (XRD) detektálási mélységek befolyásolnak. ) a beeső fotonok különböző energiaforrásaival34. A hidegen hengerelt mintákban a laboratóriumi forrásból származó XRD-vel meghatározott viszonylag magas ausztenitfrakciók jobb passziválásra, majd jobb korrózióállóságra utalnak35, míg a pontosabb és statisztikailag megalapozottabb eredmények ellentétes tendenciákat sugallnak a fázisfrakciókban. 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 mutattak, ami mikron méretű szemcsékre utal, míg a hidegen hengerelt mintákon megfigyelt sima gyűrűk (3. kiegészítő ábra) a korábbi munkákban jelentős, nanoméretű szemcsefinomodásra utaltak. Ennek a passzív film kialakulását és a korrózióállóság növekedését kellene elősegítenie. A nagyobb diszlokáció-sűrűség általában alacsonyabb gödrösödéssel szembeni ellenállással jár, ami jól egyezik az elektrokémiai mérésekkel.
A fő elemek mikrotartományainak kémiai állapotváltozásait szisztematikusan vizsgálták X-PEEM segítségével. Bár több ötvözőelem létezik, a Cr, Fe, Ni és Ce39 került kiválasztásra, mivel a Cr a passzív film kialakításának kulcseleme, a Fe az acél fő eleme, a Ni pedig fokozza a passzivációt és kiegyensúlyozza a ferrit-ausztenites fázist. A Ce célja a szerkezet és a módosítás. A szinkrotronnyaláb energiájának hangolásával az XAS rögzítette a Cr (L2,3 él), Fe (L2,3 él), Ni (L2,3 él) és Ce (M4,5 él) fő jellemzőit a felületről. -2507 SDSS. Megfelelő adatelemzést végeztek az energiakalibráció beépítésével a publikált adatokkal (pl. XAS Fe L2-n, 3 borda40,41).
A 2. ábra a melegen hengerelt (2a. ábra) és hidegen hengerelt (2d. ábra) Ce-2507 SDSS, valamint a hozzá tartozó XAS Cr és Fe L2,3 élek X-PEEM képeit mutatja egyedileg megjelölt pozíciókban. Az L2,3 XAS él az elektronok be nem töltött 3D állapotait vizsgálja a 2p3/2 (L3 él) és 2p1/2 (L2 él) spin-pálya felhasadási szinteken történő fotogerjesztés után. A Cr vegyértékállapotára vonatkozó információkat a 2b, d. ábrán látható L2,3 él röntgendiffrakciós analízisével nyertük. A linkösszehasonlítás.42,43 azt mutatta, hogy négy csúcs, A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) és D (582,2 eV) figyelhető meg az L3 él közelében, amelyek az oktaéderes Cr3+ ionokat tükrözik, ami Cr2O3-nak felel meg. A kísérleti spektrumok összhangban vannak az elméleti számításokkal, amint azt a b és e panelek mutatják, melyeket többszörös kristálytér-számításokból kaptunk a Cr L2.3 határfelületen, 2,0 eV44 kristálymező alkalmazásával. A melegen megmunkált és a hidegen hengerelt SDSS mindkét felületét viszonylag egyenletes Cr2O3 réteg borítja.
a Az (e) oldal Cr L2.3 élének és Fe L2.3 élének megfelelő melegen formázott X-PEEM SDSS hőképe, d Az (e) oldal Cr L2.3 élének és Fe L2.3 élének megfelelő hidegen hengerelt SDSS X-PEEM hőképe. A hőképeken (a, d) a (b) és (e) pontokban narancssárga szaggatott vonalakkal jelölt különböző térbeli pozíciókban ábrázolt XAS spektrumok a Cr3+ szimulált XAS spektrumait jelentik 2,0 eV kristálytér értékkel. Az X-PEEM képek esetében a kép olvashatóságának javítása érdekében hőpalettát használnak, 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 adagolásának kémiai állapota mindkét mintánál azonos maradt. Kiegészítő rajz. Az 5-9. ábra a Ni és Ce X-PEEM képeit és a hozzájuk tartozó XAS spektrumokat mutatja 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). Figyelemre méltó, hogy melegen megmunkált minták esetében a Ce XAS jele nem figyelhető meg, míg a hidegen hengerelt minták Ce3+ spektruma egy ponton megfigyelhető. A hidegen hengerelt mintákban a Ce-foltok megfigyelése azt mutatta, hogy a Ce főként kicsapódások formájában van jelen.
Termikusan deformált SDSS-ben nem figyeltek meg lokális szerkezeti változást az XAS-ban az Fe L2.3 élnél (2c. ábra). Azonban, amint a 2f. ábra mutatja, az Fe mátrix mikroszkopikusan megváltoztatja kémiai állapotát hét véletlenszerűen kiválasztott ponton a hidegen hengerelt SDSS-ben. Ezenkívül, hogy pontos képet kapjunk az 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 multiplet kristálytér-számításokkal 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, a Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációkat tartalmaz,47 és az FeO45 formális kétértékű Fe2+-oxidként (3d6) viselkedik. Az α-Fe2O3-ban az összes Fe3+ ion csak Oh pozíciókban rendelkezik, míg a γ-Fe2O3-at általában Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinellként fejezik ki, eg pozíciókban üresedésekkel. Ezért a γ-Fe2O3-ban lévő Fe3+ ionok mind Td, mind Oh pozíciókban rendelkeznek. Amint azt az előző munkában említettük, 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 ebben az esetben csak Fe3+ legyen jelen. Az Fe3O4 Fe2+ és Fe3+ kombinációinak esetét tekintve ismert, hogy az Fe L3 élének gyengébb (erős) első jellemzője kisebb (nagyobb) betöltetlenséget jelez a t2g állapotban. Ez vonatkozik az Fe2+ (Fe3+)-ra, amely az első jel növekedését jelzi, ami az Fe2+47 tartalom növekedését jelzi. Ezek az eredmények azt mutatják, hogy az Fe2+ és a γ-Fe2O3, α-Fe2O3 és/vagy Fe3O4 dominál a kompozitok hidegen hengerelt felületein.
Az (a, c) és (b, d) XAS spektrumok nagyított fotoemissziós elektronhőképei a Fe L2,3 él mentén, a 2d. ábrán látható 2-es és E-es kiválasztott régiók különböző térbeli pozícióiban.
A kapott kísérleti adatokat (4a. ábra és 11. kiegészítő ábra) ábrázoltuk és összehasonlítottuk a tiszta 40, 41, 48 vegyületek adataival. Alapvetően három különböző típusú, kísérletileg megfigyelt Fe L-él XAS spektrumot (XAS-1, XAS-2 és XAS-3: 4a. ábra) figyeltünk meg térben eltérő helyeken. Különösen a 3b. ábrán látható 2-a-hoz hasonló spektrumot (XAS-1-nek jelölve) figyeltük meg a teljes érdeklődésre számot tartó régióban, majd egy 2-b spektrumot (XAS-2-nek jelölve), míg a 3d. ábrán látható E-3-hoz hasonló spektrumot (XAS-3-nak nevezzük) figyeltünk meg bizonyos lokalizált helyeken. Általában négy paramétert használnak a próbamintában jelenlévő vegyértékállapotok azonosítására: (1) L3 és L2 spektrális jellemzők, (2) az L3 és L2 jellemzők energiapozíciói, (3) L3-L2 energiakülönbség, (4) L2 intenzitásarány /L3. Vizuális megfigyelések (4a. ábra) szerint mindhárom Fe komponens, nevezetesen Fe0, Fe2+ és Fe3+, jelen van a vizsgált SDSS felületén. A számított L2/L3 intenzitásarány szintén mindhárom komponens jelenlétét jelezte.
a Három különböző kísérleti adat megfigyelése (a folytonos vonalak az XAS-1, XAS-2 és XAS-3-nak felelnek meg a 2. és 3. ábrán látható 2-a, 2-b és E-3-nak) összehasonlítása szimulált XAS összehasonlító spektrumokkal, Fe2+ és Fe3+ oktaéderek, 1,0 eV és 1,5 eV kristálytérértékek, b–d Mért kísérleti adatok (XAS-1, XAS-2, XAS-3) és a hozzájuk tartozó optimalizált LCF adatok (folytonos fekete vonal), valamint az XAS-3 spektrumok összehasonlítása Fe3O4 (Fe kevert állapota) és Fe2O3 (tiszta Fe3+) standardokkal.
A vas-oxid összetételének meghatározására a három standard40,41,48 lineáris kombinációs (LCF) illesztését 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 illesztések esetében minden esetben 10% Fe0-t vettünk figyelembe, mivel az összes adatban kis perem volt megfigyelhető, és a vasfém 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.Valójában az X-PEEM a várt oxidréteg vastagságánál (ami valamivel több mint 4 nm) mélyebben érzékeli a Fe-t (~6 nm)49, lehetővé téve a passziváló réteg alatti vas mátrixból (Fe0) érkező jelek detektálását. A megfigyelt kísérleti adatok legjobb lehetséges megoldásának megtalálása érdekében a Fe2+ és Fe3+ különböző kombinációit alkalmazták. A 4b. ábra a Fe2+ és Fe3+ kombinációját mutatja az XAS-1 spektrumban, ahol a Fe2+ és Fe3+ aránya közel van egymáshoz, körülbelül 45%, ami a Fe vegyes oxidációs állapotára utal. Míg az XAS-2 spektrum esetében a Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya ~30%, illetve 60% lesz. A Fe2+ tartalom alacsonyabb, mint a Fe3+é. Az 1:2 Fe2+ és Fe3 arány azt jelenti, hogy a Fe3O4 ugyanolyan Fe ion arányban képződhet. Ezenkívül az XAS-3 spektrum esetében az Fe2+ és Fe3+ százalékos aránya ~10%-ra, illetve 80%-ra változott, ami a Fe2+ Fe3+-sá történő nagyobb átalakulását jelzi. Amint fentebb említettük, a Fe3+ származhat α-Fe2O3-ból, γ-Fe2O3-ból vagy Fe3O4-ből. A Fe3+ legvalószínűbb forrásának megértése érdekében a 4e. ábrán az XAS-3 spektrumokat különböző Fe3+ standardokkal együtt ábrázoltuk, amelyek a B csúcs figyelembevételével mind a két standarddal való hasonlóságot mutatják. A váll intenzitása (A: Fe2+-ból) és a B/A intenzitásarány azonban azt jelzi, hogy az XAS-3 spektruma közel van a γ-Fe2O3 spektrumához, de nem egyezik meg azzal. A tömbi γ-Fe2O3-hoz képest az A SDSS csúcs Fe2p XAS intenzitása valamivel magasabb (4e. ábra), ami magasabb Fe2+ intenzitásra utal. Bár az XAS-3 spektruma hasonló a γ-Fe2O3 spektrumához, ahol a Fe3+ mind az Oh, mind a Td pozícióban jelen van, a különböző vegyértékállapotok és koordináció azonosítása kizárólag az L2,3 él vagy az L2/L3 intenzitásarány alapján továbbra is problémát jelent. Ez visszatérő vitatéma a végső spektrumban szerepet játszó különféle tényezők összetettsége miatt41.
A fent leírt, kiválasztott érdeklődésre számot tartó régiók kémiai állapotainak spektrális megkülönböztetése mellett a Cr és Fe kulcselemek globális kémiai heterogenitását a minta felületén kapott összes XAS spektrum K-közép klaszterezési módszerrel történő osztályozásával értékelték. A Cr L élprofilokat úgy állították be, hogy két optimális klasztert képezzenek, amelyek térben eloszlanak az 5. ábrán látható melegen megmunkált és hidegen hengerelt mintákban. Jól látható, hogy nem figyeltek meg lokális szerkezeti változásokat, mivel az XAS Cr spektrumok két centroidja nagyon hasonló. 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) K-középpontú L-élű Cr régiók klasztere, b) megfelelő XAS centroidok. A hidegen hengerelt SDSS K-középpontú X-PEEM összehasonlításának eredményei: c) Cr L2,3 K-középpontú élrégiók klaszterei és d) megfelelő XAS centroidok.
Egy összetettebb FeL éltérkép szemléltetésére négy, illetve öt optimalizált klasztert és a hozzájuk tartozó centroidokat (spektrális eloszlásokat) használtunk melegen megmunkált, illetve hidegen hengerelt minták esetén. Ezért az Fe2+ és Fe3+ százalékos arányát (%) a 4. ábrán látható LCF beállításával kaphatjuk meg. Az Epseudo pszeudoelektróda-potenciált Fe0 függvényében használtuk a felületi oxidfilm mikrokémiai inhomogenitásának feltárására. Az Epseudo-t durván a keverési szabály segítségével becsültük meg,
ahol \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) egyenlő \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\)-tal, ami rendre 0,440, illetve 0,036 V. Az alacsonyabb potenciálú területeken nagyobb az Fe3+ vegyület tartalom. A termikusan deformált mintában 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 alatta lévő lamelláris belső térben nem figyeltek meg más pozíciófüggő változást (6b. ábra). Ezzel szemben a hidegen hengerelt SDSS-ben különböző Fe2+ és Fe3+ tartalmú különböző oxidok kombinációja esetén a pszeudopotenciál nem egyenletes jellege figyelhető meg (6c., d. ábra). Az acél korróziójának fő alkotóelemei az Fe3+-oxidok és/vagy (oxi)hidroxidok, amelyek áteresztőek az oxigén és a víz számára50. Ebben az esetben látható, hogy az Fe3+-ban gazdag szigetek lokálisan oszlanak el, és korróziós területeknek tekinthetők. Ebben az esetben a potenciálmező gradiense, nem pedig a potenciál abszolút értéke, tekinthető az aktív korróziós régiók lokalizációjának indikátorának51. Az Fe2+ és Fe3+ inhomogén eloszlása ​​a hidegen hengerelt SDSS felületén megváltoztathatja a lokális kémiai tulajdonságokat, és hatékonyabb felületet biztosíthat az oxidfilm repedésében és a korróziós reakciókban, ezáltal lehetővé téve az alatta lévő fémmátrix folyamatos korrodálódását, ami belső inhomogenitást eredményez, és csökkenti a passziváló réteg védő tulajdonságait.
Az Fe L2,3 élrégiók K-átlagos klaszterei és a hozzájuk tartozó XAS centroidok a–c melegen hengerelt X-PEEM és d–f hidegen hengerelt SDSS esetén. a, d K-átlagos klaszterdiagram az X-PEEM képre vetítve. A becsült pszeudoelektróda-potenciálokat (epszeudo) a K-átlagos klaszterdiagramokkal együtt említjük. Az X-PEEM kép fényessége, mint például a 2. ábrán látható szín, egyenesen arányos a röntgensugár-abszorpciós intenzitással.
A viszonylag egyenletes Cr, de a Fe eltérő kémiai állapota eltérő eredetű oxidfilm repedéseket és korróziós mintázatokat eredményez a melegen hengerelt és a hidegen hengerelt Ce-2507 esetében. A hidegen hengerelt Ce-2507 ezen tulajdonsága jól ismert. Az Fe oxidjainak és hidroxidjainak képződésével kapcsolatban a légköri levegőben a következő reakciókat zárjuk le semleges reakcióként:
Az X-PEEM mérése alapján a fenti reakció a következő esetekben játszódott le. 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), amely felerősíti a Fe2+ jelet a Fe L szélének XAS-ában. A levegővel való hosszan tartó érintkezés Fe3O4 és/vagy Fe2O3-oxidok képződését eredményezi a Fe(OH)252,53 után. Kétféle stabil Fe, a Fe3O4 és a Fe2O3 is kialakulhat egy Cr3+-ban gazdag védőrétegben, ahol a Fe3O4 az egyenletes és kohéziós szerkezetet részesíti előnyben. Mindkettő jelenléte vegyes oxidációs állapotokat eredményez (XAS-1 spektrum). Az XAS-2 spektrum főként a Fe3O4-nek felel meg. Míg a több pozícióban megfigyelt XAS-3 spektrumok teljes átalakulást jeleztek γ-Fe2O3-má. Mivel a becsomagolatlan röntgensugarak behatolási mélysége körülbelül 50 nm, az alatta lévő rétegből származó jel az A csúcs nagyobb intenzitását eredményezi.
A röntgendiffrakciós spektrum azt mutatja, hogy az oxidfilm Fe komponense réteges szerkezetű, amely a Cr-oxid réteggel kombinálódik. A Cr2O317 lokális inhomogenitása miatti korrózióra jellemző passziválással ellentétben, a jelen vizsgálatban a Cr2O3 réteg egyenletessége ellenére, ebben az esetben alacsony korrózióállóságot figyeltek meg, különösen a hidegen hengerelt minták esetében. A megfigyelt viselkedés a felső réteg (Fe) kémiai oxidációs állapotának heterogenitásaként értelmezhető, amely befolyásolja a korróziós teljesítményt. A fém- vagy oxigénionok lassú átvitele a rácsban a felső (Fe-oxid) és az alsó rétegek (Cr-oxid) azonos sztöchiometriája miatt52,53 jobb kölcsönhatáshoz (adhézióhoz) vezet közöttük. Ez viszont javítja a korrózióállóságot. Ezért a folyamatos sztöchiometria, azaz az Fe egy oxidációs állapota, előnyösebb a hirtelen sztöchiometriai változásokkal szemben. A termikusan deformált SDSS egyenletesebb felülettel és sűrűbb védőréteggel rendelkezik, ami jobb korrózióállóságot biztosít. Hidegen hengerelt SDSS esetében azonban a védőréteg alatti Fe3+-ban gazdag szigetek jelenléte tönkreteszi a felület integritását, és a közeli hordozó galvánkorrózióját okozza, ami az EIS spektrumokban az Rp értékének (1. táblázat) és annak korrózióállóságának csökkenéséhez vezet. Ezért a képlékeny deformáció miatt lokálisan elosztott, Fe3+-ban gazdag szigetek főként a korrózióállósági teljesítményt befolyásolják, ami áttörést jelent ebben a munkában. Ezért ez a tanulmány a vizsgált SDSS minták képlékeny deformáció miatti korrózióállóság-csökkenésének spektromikrográfjait mutatja be.
Továbbá, míg a ritkaföldfém-ötvözés a kétfázisú acélokban jobban teljesít, ennek a hozzáadott elemnek az egyedi acélmátrixszal való kölcsönhatása a korróziós viselkedés szempontjából továbbra sem meghatározható a spektroszkópiai mikroszkópos megfigyelések alapján. A Ce-jel (az XAS M-él mentén) csak néhány pozícióban jelenik meg hideghengerlés során, de az SDSS melegalakítása során eltűnik, ami a Ce lokális lerakódására utal az acélmátrixban a homogén ötvözés helyett. Bár az SDSS mechanikai tulajdonságai nem javulnak6,7, a ritkaföldfémek jelenléte csökkenti a zárványok méretét, és úgy gondolják, hogy gátolja a gödrösödést a kiindulási ponton54.
Összefoglalva, ez a munka a felületi heterogenitás cériummal módosított 2507 SDSS korróziójára gyakorolt ​​hatását vizsgálja a nanoskálájú komponensek kémiai tartalmának számszerűsítésével. Megválaszoltuk a kérdést, hogy miért korrodál a rozsdamentes acél még védőoxidréteggel történő bevonat esetén is, a mikroszerkezet, a felületi jellemzők kémiai állapota és a K-közép klaszterezéssel történő jelfeldolgozás kvantitatív vizsgálatával. Megállapítottuk, hogy a Fe3+-ban gazdag szigetek, beleértve azok oktaéderes és tetraéderes koordinációját a kevert Fe2+/Fe3+ szerkezetében, az oxidfilm károsodásának és a hidegen hengerelt SDSS 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 jelen munka várhatóan inspirálni fogja a rozsdamentes acélok korrózióállóságának javítását az acélgyártás során.
A tanulmányban használt Ce-2507 SDSS tuskók elkészítéséhez a kevert komponenseket, beleértve a tiszta vascsövekkel lezárt Fe-Ce mesterötvözetet is, egy 150 kg-os középfrekvenciás indukciós kemencében megolvasztották, így olvadt acélt állítottak elő, majd öntőformákba öntötték. A mért kémiai összetételeket (tömeg%) a 2. kiegészítő táblázat tartalmazza. A tuskót először melegen formálták tömbökké. Ezután az acélt 1050°C-on 60 percig szilárd oldattá lágyították, majd vízben szobahőmérsékletre hűtötték. A vizsgált mintákat részletesen vizsgálták TEM és DOE segítségével a fázisok, a szemcseméret és a morfológia vizsgálatára. A mintákkal és a gyártási folyamattal kapcsolatos részletesebb információk más forrásokban találhatók6,7.
Hengeres mintákat (φ10 mm × 15 mm) dolgoztunk fel melegsajtoláshoz, a henger tengelyével párhuzamosan a tömb deformációs irányával. A magas hőmérsékletű préselést állandó alakváltozási sebességgel, 0,01-10 s-1 tartományban, különböző hőmérsékleteken, 1000-1150 °C tartományban végeztük Gleeble-3800 hőszimulátor segítségével. A deformáció előtt a mintákat a kiválasztott hőmérsékleten 10 °C s-1 sebességgel melegítettük 2 percig, hogy kiküszöböljük a hőmérsékleti gradienst. A hőmérséklet-egyenletesség elérése után a mintákat 0,7 valódi alakváltozási értékre deformáltuk. A deformáció után azonnal vízzel hűtöttük le, hogy megőrizzük a deformált szerkezetet. Ezután a megkeményedett mintákat a préselés irányával párhuzamosan elvágtuk. Ehhez a konkrét vizsgálathoz egy 1050 °C-on, 10 s-1 sebességgel termikusan deformált mintát választottunk, mivel a többi mintához képest nagyobb volt a megfigyelt mikrokeménység7.
A Ce-2507 szilárd oldat tömbi (80 × 10 × 17 mm3) mintáit egy háromfázisú aszinkron, kétgörgős LG-300 alakítógépen vizsgálták, amely az összes többi alakítási osztály közül a legjobb mechanikai tulajdonságokat mutatta6. Az alakváltozási sebesség és a vastagságcsökkenés 0,2 m·s-1, illetve 5% volt mindkét útvonalon.
Egy Autolab PGSTAT128N elektrokémiai munkaállomást használtunk az SDSS elektrokémiai mérésére hidegen hengerlés után 90%-os vastagságcsökkenésig (1,0 ekvivalens valódi nyúlás) és melegsajtolás után 0,7 valódi nyúlásig 1050 oC-on és 10 s-1 sebességgel. 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. Ezután a mintát epoxigyantával öntöttük, 1 cm2-es nyitott munkafelületet hagyva munkaelektródaként (a hengeres minta alsó felülete). Az epoxi kikeményítése, valamint az azt követő csiszolás és polírozás során óvatosan járjunk el a repedések elkerülése érdekében. A munkafelületet 1 mikron szemcseméretű gyémántpolírozó szuszpenzióval leppeltük és políroztuk, desztillált vízzel és etanollal tisztítottuk, 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%), HCl-lal pH = 1,0 ± 0,01 értékre stabilizált vizes FeCl3-oldatot alkalmaztak55, mivel az agresszív környezetben található, ahol az ASTM által meghatározottak szerint erős oxidálóerővel és alacsony pH-értékkel rendelkező kloridionok vannak jelen. A javasolt szabványok a G48 és az A923. A mintákat a mérések elvégzése előtt 1 órára a vizsgálati oldatba merítették, hogy közel stacionárius állapotot érjenek el. Szilárd oldatú, melegen hengerelt és hidegen hengerelt minták esetében az impedancia mérési frekvenciatartománya 1 × 105 ~ 0,1 Hz volt, a nyitott áramkörű potenciál (OPS) pedig 5 mV, ami 0,39, 0,33 és 0,25 VSCE volt. Az adatok reprodukálhatóságának biztosítása érdekében minden egyes minta elektrokémiai vizsgálatát legalább háromszor megismételték azonos körülmények között.
A HE-SXRD mérésekhez 1 × 1 × 1,5 mm3 téglalap alakú duplex acéltömböket mértünk egy nagy energiájú Brockhouse wiggler vonalon a kanadai CLS-ben a fázisösszetétel számszerűsítéséhez56. Az adatgyűjtést szobahőmérsékleten, Debye-Scherrer geometriában vagy transzportgeometriában végeztük. A LaB6 kalibrálószerhez kalibrált röntgensugarak 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 mintát 740 mm távolságra helyeztük el a detektortól. Az egyes minták detektálási térfogata 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, amelyet a nyaláb mérete és a minta vastagsága határoz meg. Ezeket az adatokat Perkin Elmer területdetektorral, síkpaneles röntgendetektorral, 200 µm pixelekkel, 40 × 40 cm2 méretben, 0,3 másodperces expozíciós idővel és 120 képkockaszámmal gyűjtöttük.
Két kiválasztott modellrendszer X-PEEM méréseit végezték a Beamline MAXPEEM gyártósor PEEM végállomásán a MAX IV laboratóriumban (Lund, Svédország). A mintákat ugyanúgy készítették elő, mint az elektrokémiai mérésekhez. Az előkészített mintákat több napig levegőn tartották, majd ultramagas vákuumkamrában gáztalanították, mielőtt szinkrotronfotonokkal besugározták volna őket. A nyaláb energiafelbontását az ionkibocsátási spektrum N1s-től 1\(\pi _g^ \ast\)-ig terjedő mérésével kapták meg a gerjesztési tartományban hv = 401 eV mellett N2-ben, valamint a fotonenergia E3/2,57-től való függésével. A spektrális illesztés ~0,3 eV ΔE-t (spektrális vonalszélesség) eredményezett a mért energiatartományban. 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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3ip辳N2,3边缘和Ce M4,5 边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 版 1012 PH/S 通0过 通0过 PH/S 通0过单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 羌 瀂 M.4 羌 瀹Így egy módosított SX-700 monokromátor és egy 1200 vonalas Si rács használata esetén. 3, Cr él 2p L2.3, Ni él 2p L2.3 és Ce él M4.5.A fotonenergiát 0,2 eV-os lépésekben kell kiterjeszteni. Minden energiánál PEEM képeket rögzítettek egy TVIPS F-216 CMOS detektorral, 2 x 2 binning száloptikai csatlakozással, amely 1024 × 1024 pixelt biztosít 20 µm-es látómezőben. A képek expozíciós ideje 0,2 másodperc, átlagosan 16 képkocka. A fotoelektron képenergiáját úgy választották meg, hogy a maximális szekunder elektronjelet biztosítsa. Minden mérést lineárisan polarizált fotonnyaláb normál beesése mellett végeztek. A mérésekkel kapcsolatos további információkért lásd egy korábbi tanulmányt58. A teljes elektronhozam (TEY)59 detektálási mód és annak X-PEEM-ben való alkalmazásának tanulmányozása után a módszer detektálási mélységét a Cr jel esetében ~4–5 nm-re, a Fe jel esetében pedig ~6 nm-re becsülték. A Cr mélysége nagyon közel van az oxidfilm vastagságához (~4 nm)60,61, míg az Fe mélysége nagyobb, mint az oxidfilm vastagsága. Az FeL szél közelében összegyűjtött XAS vas-oxid XAS és a mátrixból származó FeO keveréke. Az első esetben a kibocsátott elektronok intenzitása az összes lehetséges, a TEY-hez hozzájáruló elektrontípusnak köszönhető. Egy tiszta vasjelhez azonban nagyobb kinetikus energia szükséges ahhoz, hogy az elektronok áthaladjanak az oxidrétegen, elérjék a felületet, és az analizátor összegyűjtse őket. Ebben az esetben a Fe0 jelet főként az LVV Auger-elektronok és az általuk kibocsátott másodlagos elektronok adják. Ezenkívül az ezen elektronok által hozzájáruló TEY intenzitás az elektronszökési útvonal során csökken,49 ami tovább csökkenti a Fe0 spektrális jellemzőjét a vas XAS térképen.
Az adatbányászat adatkockákba (X-PEEM adatok) integrálása kulcsfontosságú lépés a releváns információk (kémiai vagy fizikai tulajdonságok) többdimenziós kinyerésében. 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 elemzést24. Például a K-means klaszterezés jól alkalmazható hiperspektrális képadatok klaszterezésére62. Elvileg a több objektumból álló adatok esetében a K-means algoritmus könnyen csoportosíthatja azokat az attribútumaikra vonatkozó információk (fotonenergia-jellemzők) 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 lévő kémiai inhomogenitás térbeli eloszlásától függően. A K-means algoritmus két lépésből áll: az első lépés kiszámítja a K centroidot, a második lépés pedig minden pontot egy szomszédos centroidokkal rendelkező klaszterhez rendel. Egy klaszter súlypontja az adott klaszter adatpontjainak (XAS spektrumainak) számtani átlaga. Különböző távolságok léteznek a szomszédos centroidok euklideszi távolságként való meghatározásához. Egy px,y bemeneti kép esetén (x és y a felbontás pixelekben), a CK a klaszter súlypontja; ez a kép ezután K klaszterre szegmentálható (klaszterezhető) K klaszterre K-középpont63 segítségével. A K-középpontok klaszterező algoritmus utolsó lépései a következők:
2. lépés. Számítsa ki az összes pixel tagságának mértékét 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 klaszterminőségi eredmények szorosan korrelálnak a kezdeti centroidok optimális megválasztásával63. 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 a fotonok energiaspektrális módját jelöli. A K-közép algoritmust használták az X-PEEM adatokban található érdekes régiók feltárására a pixelek (klaszterek vagy alblokkok) spektrális jellemzőik szerinti szétválasztásával és az egyes analitok (klaszterek) legjobb centroidjának (XAS spektrális görbe) kinyerésével. A algoritmust a térbeli eloszlás, a lokális spektrális változások, az oxidációs viselkedés és a kémiai állapot tanulmányozására használják. Például a K-közép klaszterező algoritmust használták a melegen megmunkált és hidegen hengerelt X-PEEM Fe L-él és Cr L-él régióihoz. Különböző számú K-klasztert (mikrostrukturális régiót) teszteltek a legjobb klaszterek és centroidok megtalálása érdekében. A grafikon megjelenítésekor a pixelek a megfelelő klasztercentroidokhoz vannak hozzárendelve. 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 ésszerű kérésre az adott WC szerzőjétől elérhetők.
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.projekt. fraktál. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中的 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rozsdamentes acél在特定organic酸和Organic酸/klórozott környezet的耐而性性.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. és Van Der Merwe, J. Duplex rozsdamentes acélok korrózióállósága szerves savak és szerves savak/kloridok jelenlétében.korróziógátló. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. és munkatársai. Fe-Al-Mn-C duplex ötvözetek korrózió-oxidáló tulajdonságai. 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. E3S webinárium. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. és Utaisansuk, V. 2507 típusú duplex rozsdamentes acél melegalakváltozási viselkedésének vizsgálata. Fém.alma mater. trance. A 48, 95–108 (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. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. és munkatársai. Cériummal módosított szuper-duplex SAF 2507 rozsdamentes acél hődeformáció által kiváltott szerkezete és mechanikai tulajdonságai. 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.korrózió. A tudomány. 164, 108359 (2020).