Nature.com сайтына киргениңиз үчүн рахмат. Сиз колдонуп жаткан браузердин версиясында CSS колдоосу чектелүү. Эң жакшы тажрыйба алуу үчүн, жаңыртылган браузерди колдонууну сунуштайбыз (же Internet Explorerде шайкештик режимин өчүрүңүз). Ошол эле учурда, үзгүлтүксүз колдоону камсыз кылуу үчүн, биз сайтты стилдерсиз жана JavaScriptсиз көрсөтөбүз.
Кеңири колдонулган дат баспас болот жана анын согулган версиялары хром кычкылынан турган пассивдүүлүк катмарынын айынан айлана-чөйрө шарттарында коррозияга туруктуу. Болоттун коррозиясы жана эрозиясы салттуу түрдө бул катмарлардын бузулушу менен байланыштуу, бирок сейрек учурларда микроскопиялык деңгээлде, беттин бир тектүү эместигинин келип чыгышына жараша болот. Бул иште спектроскопиялык микроскопия жана хемометрикалык анализ аркылуу аныкталган наномасштабдуу беттик химиялык гетерогендүүлүк күтүлбөгөн жерден муздак жылдырылган церий модификацияланган супер дуплекстүү дат баспас болот 2507 (SDSS) ысык деформация жүрүм-туруму учурунда ажыроодо жана коррозияда үстөмдүк кылат. экинчи жагынан. Рентген фотоэлектрондук микроскопия табигый Cr2O3 катмарын салыштырмалуу бирдей каптаганын көрсөтсө да, муздак жылдырылган SDSS Fe3+ бай наноаралдардын Fe/Cr кычкыл катмарында локалдаштырылган таралышынан улам начар пассивдүүлүк натыйжаларын көрсөттү. Атомдук деңгээлдеги бул билим дат баспас болоттун коррозиясын терең түшүнүүгө мүмкүндүк берет жана ушул сыяктуу жогорку эритмелүү металлдардын коррозиясына каршы күрөшүүгө жардам берет деп күтүлүүдө.
Дат баспас болот ойлоп табылгандан бери, феррохром эритмелеринин коррозияга туруктуулугу хромго байланыштуу, ал көпчүлүк чөйрөлөрдө пассивдүү жүрүм-турумду көрсөткөн күчтүү оксид/оксигидроксидди пайда кылат. Кадимки (аустениттик жана ферриттик) дат баспас болотторго салыштырмалуу, коррозияга туруктуулугу жогору супер дуплекстүү дат баспас болоттор (SDSS) жогорку механикалык касиеттерге ээ1,2,3. Механикалык бекемдиктин жогорулашы жеңилирээк жана компакттуураак конструкцияларды түзүүгө мүмкүндүк берет. Ал эми үнөмдүү SDSS чуңкурлардын жана жаракалардын коррозиясына жогорку туруктуулукка ээ, бул кызмат мөөнөтүн узартат жана булганууну көзөмөлдөөдө, химиялык контейнерлерде жана деңиз мунай жана газ өнөр жайында кеңири колдонулат4. Бирок, жылуулук менен иштетүү температураларынын тар диапазону жана начар формаланышы анын кеңири практикалык колдонулушуна тоскоол болот. Ошондуктан, жогорудагы касиеттерди жакшыртуу үчүн SDSS өзгөртүлгөн. Мисалы, 2507 SDSS (Ce-2507) курамына Ce модификациясы жана N6, 7, 8дин жогорку кошулмалары киргизилген. Сейрек кездешүүчү жер элементтеринин (Ce) 0,08% салмактагы ылайыктуу концентрациясы DSSтин механикалык касиеттерине пайдалуу таасирин тийгизет, анткени ал дандын тазалыгын жана дандын чек араларынын бекемдигин жакшыртат. Эскирүүгө жана коррозияга туруктуулук, созулууга жана сиңүүгө туруктуулук, ошондой эле ысыкта иштөө жөндөмдүүлүгү да жакшыртылган9. Көп өлчөмдөгү азот кымбат никель курамын алмаштыра алат, бул SDSSти үнөмдүү кылат10.
Жакында эле SDSS ар кандай температураларда (төмөнкү температура, муздак жана ысык) эң сонун механикалык касиеттерге жетүү үчүн пластикалык деформацияланган6,7,8. Бирок, SDSSтин эң сонун коррозияга туруктуулугу бетинде жука кычкыл пленкасынын болушу менен байланыштуу, ага көптөгөн факторлор, мисалы, ар кандай дан чек аралары бар көптөгөн фазалардын болушу, керексиз чөкмөлөр жана ар кандай реакциялар таасир этет. Ар кандай аустениттик жана ферриттик фазалардын ички бир тектүү эмес микроструктурасы деформацияланат7. Ошондуктан, мындай пленкалардын микродомендик касиеттерин электрондук түзүлүш деңгээлинде изилдөө SDSS коррозиясын түшүнүү үчүн абдан маанилүү жана татаал эксперименталдык ыкмаларды талап кылат. Азырынча Оже электрондук спектроскопиясы11 жана рентген фотоэлектрондук спектроскопиясы12,13,14,15 сыяктуу беттик сезгич ыкмалар, ошондой эле катуу рентген фотоэлектрондук фотоэлектрондук система нано масштабдагы мейкиндиктеги ар кандай чекиттердеги бир эле элементтин химиялык абалдарын айырмалайт, бирок көп учурда ажырата албайт. Акыркы бир нече изилдөөлөр хромдун жергиликтүү кычкылдануусун 17 аустениттик дат баспас болоттун, 18 мартенситтик дат баспас болоттун жана SDSS 19, 20нун байкалган коррозия жүрүм-туруму менен байланыштырды. Бирок, бул изилдөөлөр негизинен Cr гетерогендүүлүгүнүн (мисалы, Cr3+ кычкылдануу абалы) коррозияга туруктуулукка тийгизген таасирине багытталган. Элементтердин кычкылдануу абалдарындагы каптал гетерогендүүлүк темир кычкылы сыяктуу бирдей курамдык элементтери бар ар кандай кошулмалардан келип чыгышы мүмкүн. Бул кошулмалар бири-бирине жакын жайгашкан термомеханикалык жол менен иштетилген кичинекей өлчөмдү мураска алышат, бирок курамы жана кычкылдануу абалы боюнча айырмаланат16,21. Ошондуктан, кычкыл пленкалардын бузулушун жана андан кийин чуңкурчалардын пайда болушун аныктоо микроскопиялык деңгээлде беттин бир тектүү эместигин түшүнүүнү талап кылат. Бул талаптарга карабастан, каптал кычкылдануу гетерогендүүлүгү, айрыкча нано/атомдук масштабдагы темир сыяктуу сандык баалоо дагы эле жетишсиз жана алардын коррозияга туруктуулугу үчүн мааниси изилдене элек. Жакынкы убакка чейин Fe жана Ca сыяктуу ар кандай элементтердин химиялык абалы наномасштабдуу синхротрондук нурлануу жайларында жумшак рентген фотоэлектрондук микроскопиясын (X-PEEM) колдонуу менен болот үлгүлөрүндө сандык түрдө сүрөттөлүп келген. Химиялык жактан сезгич рентген абсорбциялык спектроскопиясынын (XAS) ыкмалары менен айкалышып, X-PEEM жогорку мейкиндик жана спектрдик чечилиш менен XAS өлчөөгө мүмкүндүк берет, элементтик курамы жана анын химиялык абалы жөнүндө химиялык маалыматты нанометрдик масштабга чейин мейкиндик чечилиш менен берет 23. Баштоо жерин микроскоп менен бул спектроскопиялык байкоо жергиликтүү химиялык эксперименттерди жеңилдетет жана Fe катмарындагы мурда изилденбеген химиялык өзгөрүүлөрдү мейкиндикте көрсөтө алат.
Бул изилдөө PEEMдин нано масштабдагы химиялык айырмачылыктарды аныктоодогу артыкчылыктарын кеңейтет жана Ce-2507 коррозия жүрүм-турумун түшүнүү үчүн атомдук деңгээлдеги беттик анализ ыкмасын сунуштайт. Ал катышкан элементтердин глобалдык химиялык курамын (гетерогендүүлүгүн) алардын химиялык абалдарын статистикалык түрдө көрсөтүү үчүн K-орточо кластердик хемометриялык маалыматтарын24 колдонот. Хром кычкылынын пленкасынын бузулушунан келип чыккан коррозиянын салттуу учурунан айырмаланып, азыркы начар пассивдүүлүк жана начар коррозияга туруктуулук Fe/Cr кычкылынын катмарынын жанындагы локалдашкан Fe3+ бай наноаралдар менен байланыштуу, бул коргоочу кычкылдардын натыйжасы болушу мүмкүн. Бузулган жерде коррозияны пайда кылган пленка пайда болот.
Деформацияланган SDSS 2507нин коррозиялык жүрүм-туруму алгач электрохимиялык өлчөөлөрдү колдонуу менен бааланган. 1-сүрөттө бөлмө температурасында FeCl3 кислоталуу (рН = 1) суу эритмелериндеги тандалган үлгүлөр үчүн Найквист жана Боде ийри сызыктары көрсөтүлгөн. Тандалган электролит пассивдештирүүчү пленканын бузулуу тенденциясын мүнөздөгөн күчтүү кычкылдандыруучу агент катары иштейт. Материал бөлмө температурасында туруктуу питчтен өтпөсө да, бул анализдер потенциалдуу бузулуу окуялары жана коррозиядан кийинки процесстер жөнүндө түшүнүк берди. Электрохимиялык импеданс спектроскопиясынын (EIS) спектрлерин тууралоо үчүн эквиваленттүү схема (1d-сүрөт) колдонулган жана тиешелүү тууралоо натыйжалары 1-таблицада көрсөтүлгөн. Эритме иштетилген жана ысык иштетилген үлгүлөрдү сыноодо толук эмес жарым тегерекчелер пайда болгон, ал эми тиешелүү кысылган жарым тегерекчелер муздак тоголоктолгон (1b-сүрөт). EIS спектринде жарым тегерекче радиусун поляризацияга туруктуулук (Rp)25,26 катары кароого болот. 1-таблицадагы эритме менен иштетилген SDSSтин Rp болжол менен 135 кΩ см-2 түзөт, бирок ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон SDSS үчүн биз тиешелүү түрдө 34,7 жана 2,1 кΩ см-2 бир топ төмөн маанилерди көрө алабыз. Rpтин бул олуттуу төмөндөшү мурунку 27, 28, 29, 30 отчетторунда көрсөтүлгөндөй, пластикалык деформациянын пассивдүүлүккө жана коррозияга туруктуулукка терс таасирин көрсөтүп турат.
a Найквист, b, c Боддун импедансы жана фазалык диаграммалары, ошондой эле d үчүн эквиваленттүү схема модели, мында RS - электролиттин каршылыгы, Rp - поляризацияга каршылыгы, ал эми QCPE - идеалдуу эмес сыйымдуулукту (n) моделдөө үчүн колдонулган туруктуу фаза элементинин кычкылы. EIS өлчөөлөрү жүктөмсүз потенциалда жүргүзүлдү.
Биринчи тартиптеги константалар Боде диаграммасында көрсөтүлгөн жана жогорку жыштыктагы плато электролиттин каршылыгын RS26 билдирет. Жыштык азайган сайын импеданс жогорулайт жана терс фаза бурчу табылат, бул сыйымдуулуктун үстөмдүгүн көрсөтөт. Фаза бурчу жогорулайт, салыштырмалуу кеңири жыштык диапазонунда максималдуу маанисин сактап калат, андан кийин азаят (1c-сүрөт). Бирок, үч учурда тең бул максималдуу маани дагы эле 90°тан төмөн, бул сыйымдуулук дисперсиясынан улам идеалдуу эмес сыйымдуулук жүрүм-турумун көрсөтөт. Ошентип, QCPE туруктуу фаза элементи (CPE) беттин тегиз эместигинен же бир тектүү эместигинен келип чыккан интерфейстик сыйымдуулук бөлүштүрүлүшүн, айрыкча атомдук масштаб, фракталдык геометрия, электроддун кеуектүүлүгү, бирдей эмес потенциал жана бетке көз каранды ток бөлүштүрүлүшү жагынан көрсөтүү үчүн колдонулат. Электрод геометриясы31,32. CPE импедансы:
мында j - элестүү сан, ал эми ω - бурчтук жыштык. QCPE - электролиттин активдүү ачык аянтына пропорционалдуу жыштыктан көз карандысыз туруктуу. n - конденсатордун идеалдуу сыйымдуулук жүрүм-турумунан четтөөнү сүрөттөгөн өлчөмсүз кубаттуулук саны, б.а. n канчалык жакын болсо, CPE таза сыйымдуулукка ошончолук жакын болот, ал эми n нөлгө жакын болсо, ал каршылык. nдин 1ге жакын кичинекей четтөөсү поляризациялык сыноодон кийин беттин идеалдуу эмес сыйымдуулук жүрүм-турумун көрсөтөт. Муздак жылдырылган SDSSтин QCPEси окшош продукцияларга караганда алда канча жогору, бул беттин сапаты анча бирдей эмес экенин билдирет.
Дат баспас болоттордун көпчүлүк коррозияга туруктуулук касиеттерине ылайык, SDSSтин салыштырмалуу жогорку Cr курамы, жалпысынан, бетинде пассивдүү коргоочу кычкыл пленкасынын болушунан улам SDSSтин коррозияга туруктуулугун жогорулатат17. Бул пассивдүү пленка, адатта, Cr3+ оксиддерине жана/же гидроксиддерине бай, негизинен Fe2+, Fe3+ оксиддерин жана/же (кычкылы)гидроксиддерин 33 бириктирет. Микроскопиялык сүрөттөр менен аныкталгандай, бирдей беттик бирдейликке, пассивдүү кычкыл катмарына жана бетинде көрүнгөн сынык жок болгонуна карабастан6,7, ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон SDSSтин коррозия жүрүм-туруму ар башка жана ошондуктан болоттун деформациялык микроструктурасын жана структуралык мүнөздөмөсүн терең изилдөөнү талап кылат.
Деформацияланган дат баспас болоттун микроструктурасы ички жана синхротрондук жогорку энергиялуу рентген нурларын колдонуу менен сандык жактан изилденген (1, 2-кошумча сүрөттөр). Кошумча маалыматта кеңири талдоо берилген. Бул көбүнчө негизги фазанын түрүнө туура келгени менен, фазалардын көлөмдүк фракцияларында айырмачылыктар табылган, алар 1-кошумча таблицада келтирилген. Айырмачылык беттеги гетерогендик фазалык фракцияга жана түшкөн фотондордун ар кандай энергия булактары менен рентген дифракциясын колдонуу менен ар кандай тереңдикте аныктоого дуушар болгон көлөмдүк фракцияга (XRD) байланыштуу болушу мүмкүн. Лабораториялык булактан XRD менен аныкталган муздак прокатталган үлгүлөрдөгү аустениттин салыштырмалуу жогорку үлүшү жакшыраак пассивдүүлүктү жана андан кийин жакшыраак коррозияга туруктуулукту көрсөтөт35, ал эми так жана статистикалык жыйынтыктар фазалык пропорциялардагы карама-каршы тенденцияларды көрсөтөт. Мындан тышкары, болоттун коррозияга туруктуулугу термомеханикалык иштетүү учурунда пайда болгон дандын тактоо даражасына, дандын өлчөмүнүн кичирейүүсүнө, микродеформациялардын көбөйүшүнө жана дислокация тыгыздыгына да көз каранды36,37,38. Ысык иштетилген үлгүлөр микрон өлчөмүндөгү бүртүкчөлөрдү көрсөтүп, бүртүкчөлүү мүнөзгө ээ, ал эми муздак жайылган үлгүлөрдө байкалган жылмакай шакекчелер (3-кошумча сүрөт) мурунку иштерде6 бүртүкчөлөрдүн наноөлчөмгө чейин олуттуу такталганын көрсөтүп турат, бул пленканын пассивдешүүсүнө жана коррозияга туруктуулугунун жогорулашына салым кошушу керек. Дислокациянын жогорку тыгыздыгы, адатта, чөкмөлөргө туруктуулуктун төмөндүгү менен байланыштуу, бул электрохимиялык өлчөөлөргө жакшы дал келет.
Элементардык элементтердин микродомендеринин химиялык абалдарынын өзгөрүшү X-PEEM колдонуу менен системалуу түрдө изилденген. Легирлөөчү элементтердин көптүгүнө карабастан, бул жерде Cr, Fe, Ni жана Ce39 тандалып алынган, анткени Cr пассивдештирүүчү пленканын пайда болушунун негизги элементи, Fe болоттун негизги элементи, ал эми Ni пассивдештирүүнү күчөтөт жана феррит-аустениттик фазалык түзүлүштү жана Ceни модификациялоо максатын тең салмактайт. Синхротрондук нурлануунун энергиясын тууралоо менен, RAS бетинен Cr (чети L2.3), Fe (чети L2.3), Ni (чети L2.3) жана Ce (чети M4.5) негизги өзгөчөлүктөрү менен капталган. Ысык калыптоо жана муздак прокаттоо Ce-2507 SDSS. Тийиштүү маалыматтарды талдоо жарыяланган маалыматтар менен энергияны калибрлөөнү киргизүү аркылуу жүргүзүлдү (мисалы, Fe L2деги XAS 40, 41, 3 чети).
Сүрөттө. 2-сүрөттө Cr жана Fe L2,3тин ысык иштетилген (2a-сүрөт) жана муздак жайылган (2d-сүрөт) Ce-2507 SDSS жана ага тиешелүү XAS четтеринин өзүнчө белгиленген жерлердеги X-PEEM сүрөттөрү көрсөтүлгөн. XASтын L2,3 чети электрон фотодүүлүктөн кийинки бош 3d абалдарын 2p3/2 (L3 чети) жана 2p1/2 (L2 чети) спин-орбиталык бөлүнүү деңгээлдеринде изилдейт. Crдин валенттик абалы жөнүндө маалымат L2,3 четиндеги XASтан 2b, e-сүрөттө алынган. Калыстар менен салыштыруу. 42,43 көрсөткөндөй, L3 четинин жанында Cr2O3 ионуна туура келген октаэдрдик Cr3+ чагылдырган A (578,3 эВ), B (579,5 эВ), C (580,4 эВ) жана D (582,2 эВ) деп аталган төрт чоку байкалган. Эксперименталдык спектрлер b жана e панелдеринде көрсөтүлгөн теориялык эсептөөлөргө дал келет, алар 2,0 eV44 кристалл талаасын колдонуу менен Cr L2.3 интерфейсиндеги кристалл талаасынын бир нече эсептөөлөрүнөн алынган. Ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон SDSSтин эки бети тең салыштырмалуу бирдей Cr2O3 катмары менен капталган.
a b Cr L2.3 четине жана c Fe L2.3 четине туура келген жылуулук менен деформацияланган SDSSтин X-PEEM жылуулук сүрөтү, d e Cr L2.3 четине жана f Fe L2.3 четине туура келген муздак тоголоктолгон SDSSтин X-PEEM жылуулук сүрөтү (f). XAS спектрлери жылуулук сүрөттөрүндө белгиленген ар кандай мейкиндик позицияларында чагылдырылган (a, d), (b) жана (e) пунктирлериндеги кызгылт сары чекиттүү сызыктар 2.0 эВ кристалл талаасынын мааниси менен Cr3+ симуляцияланган XAS спектрлерин билдирет. X-PEEM сүрөттөрү үчүн сүрөттүн окулушун жакшыртуу үчүн жылуулук палитрасын колдонуңуз, мында көктөн кызылга чейинки түстөр рентген нурларынын жутулушунун интенсивдүүлүгүнө (төмөндөн жогоркуга) пропорционалдуу.
Бул металл элементтеринин химиялык чөйрөсүнө карабастан, эки үлгү үчүн тең Ni жана Ce легирлөөчү элементтеринин кошулмаларынын химиялык абалы өзгөрүүсүз калган. Кошумча сүрөт. 5-9-сүрөттөрдө ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон үлгүлөрдүн бетиндеги ар кандай позициялардагы Ni жана Ce үчүн X-PEEM сүрөттөрү жана тиешелүү XAS спектрлери көрсөтүлгөн. Ni XAS ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон үлгүлөрдүн бүт өлчөнгөн бетиндеги Ni2+ кычкылдануу даражаларын көрсөтөт (Кошумча талкуу). Белгилей кетүүчү нерсе, ысык иштетилген үлгүлөрдө Ceнин XAS сигналы байкалган эмес, ал эми муздак тоголоктолгон үлгүлөрдө Ce3+ спектри байкалган. Муздак тоголоктолгон үлгүлөрдө Ce тактарын байкоо Ce негизинен чөкмө түрүндө пайда болорун көрсөттү.
Термикалык деформацияланган SDSSте Fe L2,3 четинде XASтын жергиликтүү структуралык өзгөрүүсү байкалган жок (2c-сүрөт). Бирок, Fe матрицасы 2f-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, муздак тоголоктолгон SDSSтин жети кокустук тандалган чекитинде өзүнүн химиялык абалын микрорегионалдык түрдө өзгөртөт. Мындан тышкары, 2f-сүрөттө тандалган жерлерде Fe абалынын өзгөрүшү жөнүндө так түшүнүк алуу үчүн, кичинекей тегерек аймактар ​​​​тандалган жергиликтүү беттик изилдөөлөр жүргүзүлдү (3-сүрөт жана 10-кошумча сүрөт). α-Fe2O3 системаларынын Fe L2,3 четинин жана Fe2+ октаэдрдик оксиддеринин XAS спектрлери 1,0 (Fe2+) жана 1,0 (Fe3+)44 кристаллдык талааларын колдонуу менен бир нече кристаллдык талаа эсептөөлөрү менен моделденген. α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экенин белгилейбиз45,46, Fe3O4 Fe2+ жана Fe3+,47 экөөнүн тең айкалышына ээ, ал эми FeO45 формалдуу түрдө эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катары колдонулат. α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экенин белгилейбиз45,46, Fe3O4 Fe2+ жана Fe3+,47 экөөнүн тең айкалышына ээ, ал эми FeO45 формалдуу түрдө эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катарында болот.α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экенин эске алыңыз45,46, Fe3O4 Fe2+ жана Fe3+,47 жана FeO45 экөөнү тең формалдуу түрдө эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) түрүндө бириктирет.α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экенин белгилей кетүү керек45,46, Fe3O4 Fe2+ жана Fe3+,47 айкалышына ээ жана FeO45 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катары иштейт. α-Fe2O3 курамындагы бардык Fe3+ иондору Oh гана позицияларына ээ, ал эми γ-Fe2O3 адатта Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 шпинел менен көрсөтүлөт, алардын eg позицияларында бош орундар бар. Ошондуктан, γ-Fe2O3 курамындагы Fe3+ иондору Td жана Oh позицияларына ээ. Мурунку макалада айтылгандай,45 экөөнүн интенсивдүүлүк катышы ар башка болгону менен, алардын интенсивдүүлүк катышы eg/t2g ≈1, ал эми бул учурда байкалган интенсивдүүлүк катышы eg/t2g болжол менен 1. Бул азыркы кырдаалда бир гана Fe3+ бар болушу мүмкүндүгүн жокко чыгарат. Fe2+ ​​жана Fe3+ менен Fe3O4 учурун эске алганда, Fe үчүн алсызыраак (күчтүү) L3 четине ээ болгон биринчи өзгөчөлүк бош t2g абалдарынын азыраак (көбүрөөк) санын көрсөтөт. Бул Fe2+ (Fe3+) үчүн тиешелүү, бул көбөйүүнүн биринчи өзгөчөлүгү Fe2+47 курамынын көбөйгөнүн көрсөтүп турат. Бул жыйынтыктар Fe2+ жана γ-Fe2O3, α-Fe2O3 жана/же Fe3O4 бирге жашоосу композиттердин муздак прокатталган бетинде үстөмдүк кылаарын көрсөтүп турат.
2d сүрөттөрүндө тандалган 2 жана E аймактарындагы ар кандай мейкиндик позицияларында Fe L2,3 четин кесип өткөн XAS спектрлеринин (a, c) жана (b, d) чоңойтулган фотоэлектрондук жылуулук сүрөткө тартуу сүрөттөрү.
Алынган эксперименталдык маалыматтар (4a-сүрөт жана 11-кошумча сүрөт) графикке түшүрүлүп, таза кошулмалардын 40, 41, 48 маалыматтары менен салыштырылган. Эксперименталдык түрдө байкалган Fe L-четинин XAS спектрлеринин үч башка түрү (XAS-1, XAS-2 жана XAS-3: 4a-сүрөт). Атап айтканда, 3b-сүрөттөгү 2-a спектри (XAS-1 деп белгиленген) жана андан кийин 2-b спектри (XAS-2 деп белгиленген) бүтүндөй аныктоо аймагы боюнча байкалган, ал эми 3d-сүрөттөгү E-3 сыяктуу спектрлер (XAS-3 деп белгиленген) белгилүү бир жерлерде байкалган. Эреже катары, изилденип жаткан үлгүдөгү валенттик абалдарды аныктоо үчүн төрт параметр колдонулган: (1) L3 жана L2 спектрдик мүнөздөмөлөрү, (2) L3 жана L2 мүнөздөмөлөрүнүн энергиялык позициялары, (3) L3-L2 энергия айырмасы., (4) L2/L3 интенсивдүүлүк катышы. Визуалдык байкоолорго ылайык (4a-сүрөт), изилденип жаткан SDSS бетинде Fe0, Fe2+ жана Fe3+ деп аталган үч Fe компоненти тең бар. Эсептелген интенсивдүүлүк катышы L2/L3 дагы үч компоненттин тең бар экенин көрсөткөн.
a Байкалган үч башка эксперименталдык маалыматтар менен Feнин симуляцияланган XAS спектрлери (XAS-1, XAS-2 жана XAS-3 катуу сызыктары 2 жана 3-сүрөттөрдөгү 2-a, 2-b жана E-3кө туура келет) Салыштыруу, кристаллдык талаанын маанилери тиешелүүлүгүнө жараша 1,0 эВ жана 1,5 эВ болгон Fe2+, Fe3+ октаэдрлери, bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) жана ага тиешелүү оптималдаштырылган LCF маалыматтары (катуу кара сызык) менен өлчөнгөн эксперименталдык маалыматтар, ошондой эле Fe3O4 (Fe аралаш абалы) жана Fe2O3 (таза Fe3+) стандарттары менен XAS-3 спектрлери түрүндө.
Темир кычкылынын курамын сандык жактан аныктоо үчүн үч 40, 41, 48 стандартынын сызыктуу айкалышкан тууралоосу (САЖ) колдонулган. САЖ эң жогорку контрастты көрсөткөн үч тандалган Fe L-четиндеги XAS спектрлери үчүн, атап айтканда, XAS-1, XAS-2 жана XAS-3 үчүн 4b–d сүрөттөрүндө көрсөтүлгөндөй, колдонулган. САЖ арматуралары үчүн бардык учурларда 10% Fe0 эске алынган, анткени биз бардык маалыматтарда кичинекей кырды байкадык, ошондой эле металл темир болоттун негизги компоненти болуп саналат. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEMдин сыноо тереңдиги болжолдуу кычкылдануу катмарынын калыңдыгынан (бир аз > 4 нм) чоңураак, бул пассивдештирүү катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEMдин сыноо тереңдиги болжолдуу кычкылдануу катмарынын калыңдыгынан (бир аз > 4 нм) чоңураак, бул пассивдештирүү катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 болот, чем предполагаемая толщина слоя окисления (неймного > 4 нм), бул позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEM зондун тереңдиги кычкылдануу катмарынын болжолдуу калыңдыгынан (бир аз >4 нм) чоң, бул пассивдештирүү катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信巿 （fe0） 的。信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (неймного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железвию матрицы (Fe0) жок. Чындыгында, X-PEEM аркылуу Fe (~6 нм) 49 аныктоо тереңдиги кычкыл катмарынын күтүлгөн калыңдыгынан (бир аз > 4 нм) чоң, бул пассивдештирүү катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. .Байкалган эксперименталдык маалыматтар үчүн эң жакшы чечимди табуу үчүн Fe2+ жана Fe3+ ар кандай айкалыштары аткарылган. 4b-сүрөттө Fe2+ жана Fe3+ айкалышы үчүн XAS-1 спектри көрсөтүлгөн, мында Fe2+ жана Fe3+ пропорциялары Fe аралаш кычкылдануу даражаларын көрсөткөн болжол менен 45% га окшош болгон. Ал эми XAS-2 спектри үчүн Fe2+ жана Fe3+ пайызы тиешелүүлүгүнө жараша ~30% жана 60% түзөт. Fe2+ Fe3+ дан аз. Fe2+ дын Fe3 га катышы, 1:2 ге барабар, Fe3O4 Fe иондорунун ортосунда бирдей катышта пайда болушу мүмкүн дегенди билдирет. Мындан тышкары, XAS-3 спектри үчүн Fe2+ жана Fe3+ пайызы ~10% жана 80% түзөт, бул Fe2+ дын Fe3+ га жогорку конверсиясын көрсөтөт. Жогоруда айтылгандай, Fe3+ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 же Fe3O4 дан келип чыгышы мүмкүн. Fe3+ эң ыктымалдуу булагын түшүнүү үчүн, 4e-сүрөттө XAS-3 спектри ар кандай Fe3+ стандарттары менен чийилген, бул B чокусун эске алууда эки стандартка окшоштукту көрсөтөт. Бирок, ийин чокуларынын интенсивдүүлүгү (A: Fe2+ дан) жана B/A интенсивдүүлүк катышы XAS-3 спектринин жакын экенин, бирок γ-Fe2O3 спектри менен дал келбей турганын көрсөтүп турат. Көлөмдүк γ-Fe2O3 менен салыштырганда, A SDSSтин Fe 2p XAS чокусу бир аз жогору интенсивдүүлүккө ээ (4e-сүрөт), бул Fe2+ жогорку интенсивдүүлүгүн көрсөтөт. XAS-3 спектри γ-Fe2O3 спектрине окшош болгону менен, Fe3+ Oh жана Td позицияларында бар, бирок ар кандай валенттик абалдарды аныктоо жана L2,3 чети же L2/L3 интенсивдүүлүк катышы боюнча гана координациялоо көйгөй бойдон калууда. Бул акыркы спектрге таасир этүүчү ар кандай факторлордун татаалдыгынан улам талкууланып жаткан тема бойдон калууда41.
Жогоруда сүрөттөлгөн тандалган кызыкчылык аймактарынын химиялык абалындагы спектрдик айырмачылыктардан тышкары, Cr жана Fe негизги элементтеринин глобалдык химиялык гетерогендүүлүгү да үлгүнүн бетинде алынган бардык XAS спектрлерин K-орточо кластерлөө ыкмасын колдонуу менен классификациялоо аркылуу бааланган. Cr L четки профилдери 5-сүрөттө көрсөтүлгөн ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон үлгүлөрдө мейкиндикте бөлүштүрүлгөн эки оптималдуу кластерди түзүү үчүн коюлган. XAS Cr спектрлеринин эки центроиди окшош болгондуктан, жергиликтүү структуралык өзгөрүүлөр окшош деп кабыл алынбай турганы айдан ачык. Эки кластердин бул спектрдик формалары Cr2O342ге туура келгендерге дээрлик окшош, бул Cr2O3 катмарлары SDSSте салыштырмалуу бирдей аралыкта жайгашкан дегенди билдирет.
Cr L K-четки аймак кластерлерин билдирет, ал эми b тиешелүү XAS центроиддери. Муздак жайылган SDSSтин K-орточо X-PEEM салыштыруусунун жыйынтыктары: c Cr K-кластерлеринин L2.3 четки аймагы жана d тиешелүү XAS центроиддери.
Татаалыраак FeL четтеринин карталарын көрсөтүү үчүн, ысык иштетилген жана муздак тоголоктолгон үлгүлөр үчүн төрт жана беш оптималдаштырылган кластерлер жана аларга байланыштуу центроиддер (спектрдик профилдер) колдонулган. Ошондуктан, Fe2+ жана Fe3+ пайызын (%) 4-сүрөттө көрсөтүлгөн LCFти орнотуу менен алууга болот. Беттик кычкыл пленкасынын микрохимиялык бир тектүү эместигин аныктоо үчүн Fe0 функциясы катары Эпсевдо псевдоэлектроддук потенциалы колдонулган. Эпсевдо аралаштыруу эрежеси боюнча болжол менен бааланат,
мында \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) тиешелүүлүгүнө жараша \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\) барабар, 0,440 жана 0,036 В. Потенциалы төмөн аймактарда Fe3+ кошулмасынын курамы жогору болот. Термикалык деформацияланган үлгүлөрдөгү потенциалдын бөлүштүрүлүшү катмарлуу мүнөзгө ээ, максималдуу өзгөрүүсү болжол менен 0,119 В (6a, b-сүрөт). Бул потенциалдын бөлүштүрүлүшү беттин топографиясы менен тыгыз байланышта (6a-сүрөт). Негизги ламинардык ички катмарда башка позицияга көз каранды өзгөрүүлөр байкалган жок (6b-сүрөт). Тескерисинче, муздак прокатталган SDSSте Fe2+ жана Fe3+ ар кандай курамы бар ар кандай оксиддердин кошулушу үчүн псевдопотенциалдын бирдей эмес мүнөзүн байкоого болот (6c, d-сүрөт). Fe3+ оксиддери жана/же (окси)гидроксиддери болоттогу даттын негизги курамдык бөлүгү болуп саналат жана кычкылтек менен сууну өткөрөт50. Бул учурда, Fe3+ бай аралдар жергиликтүү таралган деп эсептелет жана коррозияланган аймактар ​​катары каралышы мүмкүн. Ошол эле учурда, потенциалдын абсолюттук мааниси эмес, потенциал талаасындагы градиент активдүү коррозия жерлеринин локализациясынын индикатору катары колдонулушу мүмкүн. Муздак жылдырылган SDSS бетиндеги Fe2+ жана Fe3+ бирдей эмес бөлүштүрүлүшү жергиликтүү химияны өзгөртүп, оксид пленкасынын бузулушунда жана коррозия реакцияларында практикалык активдүү беттик аянтты камсыздай алат, ошону менен астындагы металл матрицасынын үзгүлтүксүз коррозиясына жол берет, бул ички коррозияга алып келет. касиеттердин гетерогендүүлүгү жана пассивдештирүүчү катмардын коргоочу касиеттеринин төмөндөшү.
K-деген кластерлерди жана муздак тоголоктолгон SDSSтин ысык деформацияланган X-PEEM ac жана df нын Fe L2.3 четиндеги тиешелүү XAS борбордук центроиддерин билдирет. a, d X-PEEM сүрөттөрүнүн үстүнө коюлган K-деген кластердик графиктер. Эсептелген псевдоэлектроддук потенциал (Эпсевдо) K-деген кластердик график менен бирге келтирилген. X-PEEM сүрөтүнүн жарыктыгы, 2-сүрөттөгү түс сыяктуу эле, рентген нурларынын жутулуу интенсивдүүлүгүнө пропорционалдуу.
Cr салыштырмалуу бирдей, бирок Feнин ар кандай химиялык абалы ысык иштетилген жана муздак прокатталган Ce-2507де ар кандай кычкыл пленкасынын бузулушуна жана коррозия үлгүлөрүнө алып келет. Муздак прокатталган Ce-2507нин бул касиети жакшы изилденген. Бул дээрлик нейтралдуу иште айлана-чөйрөдөгү абада Fe оксиддеринин жана гидроксиддеринин пайда болушуна байланыштуу реакциялар төмөнкүдөй:
Жогорудагы реакциялар X-PEEM анализине негизделген төмөнкү сценарийлерде жүрөт. Fe0го туура келген кичинекей ийин астындагы металл темир менен байланышкан. Металлдык Feнин айлана-чөйрө менен реакциясы Fe(OH)2 катмарынын пайда болушуна алып келет (барабарлама (5)), ал Fe L-четиндеги XASтагы Fe2+ сигналын күчөтөт. Аба менен узак убакытка байланышуу Fe(OH)252,53төн кийин Fe3O4 жана/же Fe2O3 оксиддеринин пайда болушуна алып келиши мүмкүн. Feнин эки туруктуу формасы, Fe3O4 жана Fe2O3, Cr3+ бай коргоочу катмарында да пайда болушу мүмкүн, алардын ичинен Fe3O4 бир калыптагы жана жабышкак түзүлүштү артык көрөт. Экөөнүн тең болушу аралаш кычкылдануу абалдарына алып келет (XAS-1 спектри). XAS-2 спектри негизинен Fe3O4кө туура келет. XAS-3 спектрлерин бир нече жерде байкоо γ-Fe2O3кө толук айланганын көрсөтсө да. Ачылбаган рентген нурларынын кирүү тереңдиги болжол менен 50 нм болгондуктан, төмөнкү катмардан келген сигнал А чокусунун жогорку интенсивдүүлүгүнө алып келет.
XPA спектри кычкыл пленкасындагы Fe компонентинин Cr кычкыл катмары менен айкалышкан катмарлуу түзүлүшкө ээ экенин көрсөтөт. Бул иште Cr2O3 катмарынын бирдей болгонуна карабастан, коррозия учурунда Cr2O3 жергиликтүү бир тектүү эместигинен улам пайда болгон пассивдүүлүк белгилеринен айырмаланып, бул учурда, айрыкча муздак тоголоктолгон үлгүлөр үчүн коррозияга туруктуулуктун төмөндүгү байкалат. Байкалган жүрүм-турумду жогорку катмардагы (Fe) химиялык кычкылдануу абалынын гетерогендүүлүгү катары түшүнүүгө болот, бул коррозияга таасир этет. Жогорку катмардын (темир кычкылы) жана төмөнкү катмардын (хром кычкылы) бирдей стехиометриясынан улам52,53 алардын ортосундагы жакшыраак өз ара аракеттенүү (адгезия) торчодо металл же кычкылтек иондорунун жай ташылышына алып келет, бул өз кезегинде коррозияга туруктуулуктун жогорулашына алып келет. Ошондуктан, кескин стехиометриялык өзгөрүүлөргө караганда үзгүлтүксүз стехиометриялык катыш, башкача айтканда, Feнин бир кычкылдануу абалы артыкчылыктуу. Жылуулук менен деформацияланган SDSS бир тектүү бетке, тыгызыраак коргоочу катмарга жана жакшыраак коррозияга туруктуулукка ээ. Ал эми муздак прокатталган SDSS үчүн коргоочу катмардын астында Fe3+ бай аралчалардын болушу беттин бүтүндүгүн бузат жана жакын жердеги субстрат менен гальваникалык коррозияга алып келет, бул Rp кескин төмөндөшүнө алып келет (1-таблица). EIS спектри жана анын коррозияга туруктуулугу төмөндөйт. Пластикалык деформациядан улам Fe3+ бай аралчалардын жергиликтүү таралышы негизинен коррозияга туруктуулукка таасир этерин көрүүгө болот, бул бул иштеги чоң жетишкендик. Ошентип, бул изилдөөдө пластикалык деформация ыкмасы менен изилденген SDSS үлгүлөрүнүн коррозияга туруктуулугунун төмөндөшүнүн спектроскопиялык микроскопиялык сүрөттөрү келтирилген.
Мындан тышкары, эки фазалуу болоттордо сейрек кездешүүчү жер элементтери менен легирлөө жакшыраак көрсөткүчтөрдү көрсөтсө да, спектроскопиялык микроскопиянын маалыматтарына ылайык, бул кошумча элементтин коррозия жүрүм-туруму жагынан жеке болот матрицасы менен өз ара аракеттенүүсү белгисиз бойдон калууда. Ce сигналдарынын пайда болушу (XAS M-четтери аркылуу) муздак прокаттоо учурунда бир нече жерде гана пайда болот, бирок SDSSтин ысык деформациясы учурунда жок болуп кетет, бул бир тектүү легирлөөнүн ордуна болот матрицасындагы Ceнин жергиликтүү чөкмөсүн көрсөтөт. SDSS6,7 механикалык касиеттерин олуттуу жакшыртпаса да, сейрек кездешүүчү жер элементтеринин болушу кошулмалардын өлчөмүн азайтат жана баштапкы аймакта чуңкурлардын пайда болушун басаңдатат деп эсептелет54.
Жыйынтыктап айтканда, бул иш наноөлчөмдөгү компоненттердин химиялык курамын сандык жактан аныктоо менен церий менен модификацияланган 2507 SDSSтин коррозиясына беттик гетерогендүүлүктүн таасирин ачып берет. Дат баспас болоттун эмне үчүн коргоочу кычкыл катмарынын астында дат басат деген суроого анын микроструктурасын, беттик химиясын жана K-орточо кластерлөөнү колдонуу менен сигналды иштетүүнү сандык жактан аныктоо менен жооп беребиз. Fe3+ бай аралдар, анын ичинде аралаш Fe2+/Fe3+ бүтүндөй өзгөчөлүгү боюнча октаэдрдик жана тетраэдрдик координациясы, муздак жайылган кычкыл пленка SDSSтин бузулушунун жана коррозиясынын булагы экени аныкталган. Fe3+ басымдуулук кылган нано аралдар жетиштүү стехиометриялык Cr2O3 пассивдештирүүчү катмары болгон учурда да начар коррозияга туруктуулукка алып келет. Наноөлчөмдөгү химиялык гетерогендүүлүктүн коррозияга тийгизген таасирин аныктоодогу методологиялык жетишкендиктерден тышкары, болот эритүү учурунда дат баспас болоттордун коррозияга туруктуулугун жакшыртуу боюнча инженердик процесстерге шыктандыруучу уланып жаткан иштер күтүлүүдө.
Бул изилдөөдө колдонулган Ce-2507 SDSS куймасын даярдоо үчүн, таза темир түтүк менен мөөр басылган Fe-Ce мастер эритмесин камтыган аралаш курам эритилген болотту алуу үчүн 150 кг орточо жыштыктагы индукциялык меште эритилип, калыпка куюлган. Өлчөнгөн химиялык курамдар (салмактык%) 2-кошумча таблицада келтирилген. Куймалар алгач блокторго ысык согулуп куюлат. Андан кийин катуу эритме абалындагы болотту алуу үчүн ал 1050°C температурада 60 мүнөт күйгүзүлүп, андан кийин бөлмө температурасына чейин сууда чыңалган. Изилденген үлгүлөр фазаларды, данчанын өлчөмүн жана морфологиясын изилдөө үчүн TEM жана DOE колдонуу менен деталдуу изилденген. Үлгүлөр жана өндүрүш процесси жөнүндө кененирээк маалыматты башка булактардан тапса болот6,7.
Ысык кысуу үчүн цилиндр формасындагы үлгүлөр (φ10 мм×15 мм) цилиндрдин огу блоктун деформация багытына параллель болушу үчүн иштетилген. Жогорку температурадагы кысуу Gleeble-3800 жылуулук симуляторун колдонуп, 1000-1150°C диапазонундагы ар кандай температураларда 0,01-10 с-1 диапазонундагы туруктуу деформация ылдамдыгында жүргүзүлгөн. Деформацияга чейин үлгүлөр температура градиентин жок кылуу үчүн тандалган температурада 2 мүнөт 10 °C с-1 ылдамдыгында ысытылган. Температуранын бирдейлигине жеткенден кийин, үлгү 0,7 чыныгы деформация маанисине чейин деформацияланган. Деформациядан кийин, деформацияланган түзүлүштү сактоо үчүн үлгүлөр дароо суу менен чыңалган. Андан кийин катууланган үлгү кысуу багытына параллель кесилет. Бул изилдөө үчүн биз 1050°C, 10 с-1 ысык деформация шарты бар үлгүнү тандап алдык, анткени байкалган микрокатуулук башка үлгүлөргө караганда жогору болгон7.
Ce-2507 катуу эритмесинин массивдүү (80 × 10 × 17 мм3) үлгүлөрү LG-300 үч фазалуу асинхрондуу эки рулондуу тегирменде колдонулган, ал башка бардык деформация деңгээлдеринин арасында эң мыкты механикалык касиеттерге ээ болгон6. Ар бир жол үчүн деформация ылдамдыгы жана калыңдыктын азайышы тиешелүүлүгүнө жараша 0,2 м·с-1 жана 5% түзөт.
SDSS электрохимиялык өлчөөлөрү үчүн Autolab PGSTAT128N электрохимиялык жумушчу станциясы муздак прокаттоодон кийин калыңдыгын 90%га чейин (1,0 эквиваленттүү чыныгы деформация) жана 1050°C температурада 10 с-1 ысык басуудан кийин 0,7 чыныгы деформацияга чейин колдонулган. Жумушчу станцияда эталондук электрод катары каныккан каломель электроду, графит каршы электроду жана жумушчу электрод катары SDSS үлгүсү бар үч электроддук клетка бар. Үлгүлөр диаметри 11,3 мм болгон цилиндрлерге кесилип, алардын капталдарына жез зымдар ширетилген. Андан кийин үлгүлөр эпоксид менен бекитилип, жумушчу электрод катары 1 см2 жумушчу ачык аянт калтырылган (цилиндрдик үлгүнүн астыңкы жагы). Эпоксидди катуулатууда жана андан кийин жарылып кетпеши үчүн жылмалоодо жана жылтыратууда этият болуңуз. Жумушчу беттер 1 мкм бөлүкчө өлчөмүндөгү алмаз жылтыраткыч суспензия менен жылмаланып, дистилденген суу жана этанол менен жуулуп, муздак абада кургатылган. Электрохимиялык өлчөөлөрдү жүргүзүүдөн мурун, жылтыратылган үлгүлөр табигый кычкыл пленкасын түзүү үчүн бир нече күн абага дуушар болгон. ASTM сунуштарына ылайык HCl менен рН = 1,0 ± 0,01 чейин турукташтырылган FeCl3 суу эритмеси (6,0 салмактык%) дат баспас болоттун55 дат басышын тездетүү үчүн колдонулат, анткени ал күчтүү кычкылдандыруучу жөндөмдүүлүгү жана рН төмөн G48 жана A923 экологиялык стандарттары бар хлорид иондорунун катышуусунда дат басат. Кандайдыр бир өлчөөлөрдү жүргүзүүдөн мурун үлгүнү дээрлик туруктуу абалга жетүү үчүн сыноо эритмесине 1 саатка чөмүлтүңүз. Катуу эритме, ысык формада жасалган жана муздак тоголоктолгон үлгүлөр үчүн импеданс өлчөөлөрү тиешелүүлүгүнө жараша 0,39, 0,33 жана 0,25 В ачык чынжыр потенциалдарында (OPC) 1 105тен 0,1 Гцке чейинки жыштык диапазонунда, 5 мВ амплитудада жүргүзүлдү. Маалыматтардын кайталанышын камсыз кылуу үчүн бардык химиялык сыноолор бирдей шарттарда кеминде 3 жолу кайталанды.
HE-SXRD өлчөөлөрү үчүн Канаданын CLS шаарындагы Brockhouse жогорку энергиялуу вигглеринин нур фазасынын курамын сандык жактан аныктоо үчүн 1 × 1 × 1,5 мм3 өлчөмүндөгү тик бурчтуу дуплекстүү болот блоктор өлчөнгөн56. Маалыматтарды чогултуу бөлмө температурасында Дебай-Шеррер геометриясында же өткөрүү геометриясында жүргүзүлдү. LaB6 калибратору менен калибрленген рентген толкун узундугу 0,212561 Å түзөт, бул 58 кэВге туура келет, бул лабораториялык рентген булагы катары кеңири колдонулган Cu Kα (8 кэВ) толкун узундугунан алда канча жогору. Үлгү детектордон 740 мм аралыкта жайгашкан. Ар бир үлгүнүн аныктоо көлөмү 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3 түзөт, ал нурдун өлчөмү жана үлгүнүн калыңдыгы менен аныкталат. Бардык маалыматтар Perkin Elmer аянт детектору, жалпак панелдүү рентген детектору, 200 мкм пиксел, 40 × 40 см2, экспозиция убактысы 0,3 с жана 120 кадрды колдонуу менен чогултулган.
Тандалган эки моделдик системанын X-PEEM өлчөөлөрү MAX IV лабораториясындагы (Лунд, Швеция) Beamline MAXPEEM PEEM акыркы станциясында жүргүзүлдү. Үлгүлөр электрохимиялык өлчөөлөрдөгүдөй эле даярдалган. Даярдалган үлгүлөр бир нече күн абада кармалып, синхротрондук фотондор менен нурландырылганга чейин өтө жогорку вакуумдук камерада газсыздандырылган. Нур сызыгынын энергиялык чечилиши N2де фотон энергиясынын E3/2 , 57ге көз карандылыгы менен hv = 401 эВ жакын N1 с дан 1(\pi _g^ \ast\) га чейинки дүүлүктүрүү аймагындагы иондук түшүмдүүлүк спектрин өлчөө менен алынган. Жакындаштыруу спектрлери өлчөнгөн энергия диапазонунда ΔE (спектрдик сызыктын туурасы) болжол менен 0,3 эВ берген. Ошондуктан, Fe 2p L2,3 чети, Cr 2p L2,3 чети, Ni 2p L2,3 чети жана Ce M4,5 чети үчүн Si 1200 сызыктуу мм−1 торчосу бар модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен нур сызыгынын энергия чечилиши E/∆E = 700 эВ/0.3 эВ > 2000 жана агым ≈1012 ph/s деп бааланган. Ошондуктан, Fe 2p L2.3 чети, Cr 2p L2.3 чети, Ni 2p L2.3 чети жана Ce M4.5 чети үчүн Si 1200 сызыктуу мм−1 торчосу бар модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен нур сызыгынын энергия чечилиши E/∆E = 700 эВ/0.3 эВ > 2000 жана агым ≈1012 ph/s деп бааланган. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 жана поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 Six-701 смм02 L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Ошентип, Fe чети 2p L2,3, Cr чети 2p L2.3, Ni чети 2p L2.3 жана Ce чети M4.5 үчүн 1200 сызык/мм Si торчосу бар модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен нур каналынын энергия чечилиши E/∆E = 700 эВ/0.3 эВ > 2000 жана агым ≈1012 ф/с деп бааланган.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，光束线能量分辨率估计为E/ΔE线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p M2,34,繌边缘。因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 渉带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、2CiNr、、 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Ошентип, 1200 сызыктуу Si торчосу бар модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонгондо. 3, Cr чети 2p L2.3, Ni чети 2p L2.3 жана Ce чети M4.5.Фотон энергиясын 0,2 эВ кадам менен сканерлеңиз. Ар бир энергияда PEEM сүрөттөрү 2 x 2 бин менен була менен байланышкан TVIPS F-216 CMOS детектору аркылуу жазылып алынган, ал 20 мкм көрүү талаасында 1024 x 1024 пиксел чечилишин камсыз кылат. Сүрөттөрдүн экспозиция убактысы 0,2 с, орточо эсеп менен 16 кадрды түзгөн. Фотоэлектрондук сүрөт энергиясы максималдуу экинчилик электрондук сигналды камсыз кыла тургандай кылып тандалган. Бардык өлчөөлөр сызыктуу поляризацияланган фотон нурун колдонуу менен кадимки түшүү менен жүргүзүлдү. Өлчөөлөр жөнүндө көбүрөөк маалыматты мурунку изилдөөдөн тапса болот. Жалпы электрондук түшүү (TEY) аныктоо режимин жана аны X-PEEM49да колдонууну изилдегенден кийин, бул ыкманын сыноо тереңдиги Cr сигналы үчүн болжол менен 4-5 нм жана Fe үчүн болжол менен 6 нм деп бааланат. Cr тереңдиги оксиддик пленканын калыңдыгына (~4 нм)60,61 абдан жакын, ал эми Fe тереңдиги калыңдыгынан чоң. Fe L четинде чогултулган рентгендик дифракция (XRD) - бул матрицадан алынган темир кычкылдарынын жана Fe0дун рентгендик дифракциясынын аралашмасы. Биринчи учурда, бөлүнүп чыккан электрондордун интенсивдүүлүгү TEYге салым кошкон бардык мүмкүн болгон электрондордун түрлөрүнөн келип чыгат. Бирок, таза темир сигналы электрондордун кычкыл катмары аркылуу бетке өтүп, анализатор тарабынан чогултулушу үчүн жогорку кинетикалык энергияны талап кылат. Бул учурда, Fe0 сигналы негизинен LVV Оже электрондорунан, ошондой эле алар бөлүп чыгарган экинчилик электрондордон келип чыгат. Мындан тышкары, бул электрондордун кошкон TEY интенсивдүүлүгү электрондордун чыгуу жолунда төмөндөйт, бул темирдин XAS картасындагы Fe0 спектрдик реакциясын андан ары төмөндөтөт.
Маалыматтарды казып алууну маалымат кубуна (X-PEEM маалыматтары) интеграциялоо көп өлчөмдүү ыкмада тиешелүү маалыматты (химиялык же физикалык касиеттерди) алуудагы негизги кадам болуп саналат. K-орточо кластерлөө машиналык көрүү, сүрөттөрдү иштетүү, көзөмөлсүз үлгүнү таануу, жасалма интеллект жана классификациялык анализ сыяктуу бир нече тармактарда кеңири колдонулат. Мисалы, K-орточо кластерлөө гиперспектралдык сүрөт маалыматтарын кластерлөөдө жакшы натыйжаларды көрсөттү. Принципи боюнча, көп функциялуу маалыматтар үчүн K-орточо алгоритм аларды атрибуттары (фотон энергиясынын касиеттери) жөнүндөгү маалыматка негиздеп оңой топтоштура алат. K-орточо кластерлөө - бул маалыматтарды K бири-бирине дал келбеген топторго (кластерлерге) бөлүүнүн итеративдик алгоритми, мында ар бир пиксел болоттун микроструктуралык курамындагы химиялык бир тектүү эместиктин мейкиндик бөлүштүрүлүшүнө жараша белгилүү бир кластерге таандык. K-орточо алгоритм эки этапты камтыйт: биринчи этапта K центроиддери эсептелет, ал эми экинчи этапта ар бир чекитке коңшу центроиддери бар кластер дайындалат. Кластердин оордук борбору ошол кластер үчүн маалымат чекиттеринин (XAS спектринин) арифметикалык орточо мааниси катары аныкталат. Коңшулаш борбордук чекиттерди Евклид аралыгы катары аныктоо үчүн ар кандай аралыктар бар. px,y киргизүү сүрөтү үчүн (мында x жана y пикселдер менен чечилиш), CK кластердин оордук борбору болуп саналат; бул сүрөттү андан кийин K-means63 колдонуп K кластерлерине сегменттөөгө (кластерлөөгө) болот. K-means кластерлөө алгоритминин акыркы кадамдары:
2-кадам. Бардык пикселдердин мүчөлүгүн учурдагы центроидге жараша эсептеңиз. Мисалы, ал борбор менен ар бир пикселдин ортосундагы Евклид аралык d боюнча эсептелет:
3-кадам Ар бир пикселди эң ​​жакын борбордук центрге дайындаңыз. Андан кийин K борбордук центрлердин абалын төмөнкүдөй кайра эсептеңиз:
4-кадам. Центроиддер жакындаганга чейин процессти кайталаңыз ((7) жана (8) теңдемелер). Акыркы кластерлөө сапатынын жыйынтыктары баштапкы центроиддердин эң жакшы тандоосу менен тыгыз корреляцияланат. Болот сүрөттөрүнүн PEEM маалымат структурасы үчүн, адатта, X (x × y × λ) 3D массив маалыматтарынын кубу болуп саналат, ал эми x жана y октору мейкиндик маалыматын (пикселдик чечилиш) билдирет жана λ огу фотондук энергиянын спектрдик сүрөтүнө туура келет. K-орточо алгоритми X-PEEM маалыматтарындагы кызыкчылык аймактарын пикселдерди (кластерлерди же субблокторду) алардын спектрдик өзгөчөлүктөрүнө жараша бөлүү жана ар бир аналит үчүн эң жакшы центроиддерди (XAS спектрдик профилдерин) бөлүп алуу менен изилдөө үчүн колдонулат. кластер). Ал мейкиндик бөлүштүрүүнү, жергиликтүү спектрдик өзгөрүүлөрдү, кычкылдануу жүрүм-турумун жана химиялык абалдарды изилдөө үчүн колдонулат. Мисалы, K-орточо кластерлөө алгоритми ысык иштетилген жана муздак прокатталган X-PEEMдеги Fe L-чети жана Cr L-чети аймактары үчүн колдонулган. Оптималдуу кластерлерди жана борбордук центроиддерди табуу үчүн ар кандай сандагы K кластерлери (микроструктуранын аймактары) текшерилген. Бул сандар көрсөтүлгөндө, пикселдер тиешелүү кластердик борборлорго кайра дайындалат. Ар бир түстүн бөлүштүрүлүшү кластердин борборуна туура келет, бул химиялык же физикалык объектилердин мейкиндиктеги жайгашуусун көрсөтөт. Алынган борбордук центроиддер таза спектрлердин сызыктуу айкалыштары болуп саналат.
Бул изилдөөнүн жыйынтыктарын колдогон маалыматтар тиешелүү WC авторунун акылга сыярлык суроо-талабы боюнча жеткиликтүү.
Sieurin, H. & Sandström, R. Ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттун сынууга туруктуулугу. Sieurin, H. & Sandström, R. Ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттун сынууга туруктуулугу. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сыныкка туруктуулук. 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. Ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттордун сынууга туруктуулугу.Britannia. Бөлчөк бөлүгү. жүн. 73, 377–390 (2006).
Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Ж.Х. жана Ван Дер Мерве, Ж. Тандалган органикалык кислоталарда жана органикалык кислота/хлорид чөйрөсүндө дуплекстүү дат баспас болоттордун коррозияга туруктуулугу. Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Ж.Х. жана Ван Дер Мерве, Ж. Тандалган органикалык кислоталарда жана органикалык кислота/хлорид чөйрөсүндө дуплекстүү дат баспас болоттордун коррозияга туруктуулугу.Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Ж. Х. жана Ван Дер Мерве, Ж. Айрым органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар/хлориддер бар чөйрөлөрдө дуплекстүү дат баспас болоттордун коррозияга туруктуулугу. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相дат баспас болоттон жасалган在选定的organic酸和organic酸/chlorinated environment的耐而性性。Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Ж. Х. жана Ван Дер Мерве, Ж. Органикалык кислоталардын жана органикалык кислоталардын/хлориддердин тандалган чөйрөлөрүндө дуплекстүү дат баспас болоттордун коррозияга туруктуулугу.консервант. Материалдар методдору 57, 107–117 (2010).
Баррера, С. жана башкалар. Fe-Al-Mn-C дуплекстүү эритмелеринин коррозия-кычкылдануу жүрүм-туруму. Материалдар 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шурыгин, Д., Дуб, В., Косырев, К. жана Баликоев, А. Газ жана мунай өндүрүү жабдуулары үчүн жаңы муундагы супердуплекстүү болоттор. Левков, Л., Шурыгин, Д., Дуб, В., Косырев, К. жана Баликоев, А. Газ жана мунай өндүрүү жабдуулары үчүн жаңы муундагы супердуплекстүү болоттор.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Мунай жана газ өндүрүү жабдуулары үчүн супердуплекстүү болоттордун жаңы мууну.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Газ жана мунай өндүрүш жабдуулары үчүн супердуплекстүү болоттордун жаңы мууну. Вебинар E3S 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. жана Утайсансук, В. 2507 маркасындагы дуплекстүү дат баспас болоттун ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Металл. Кингкланг, С. жана Утайсансук, В. 2507 маркасындагы дуплекстүү дат баспас болоттун ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Металл. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Кингкланг, С. жана Утайсангсук, В. 2507 типтеги дуплекстүү дат баспас болоттун ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Металл. 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。Кингкланг, С. жана Утайсансук, В. 2507 типтеги дуплекстүү дат баспас болоттун ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Металл.окуу жайы. транс. 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. жана башкалар. Контролдонгон муздак прокаттоонун церий менен модификацияланган супер-дуплекстүү SAF 2507 дат баспас болоттун микроструктурасына жана механикалык касиеттерине тийгизген таасири. Alma mater. Илим. Британия. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. жана башкалар. Церий менен модификацияланган супер-дуплекстүү SAF 2507 дат баспас болоттун жылуулук деформациясынан келип чыккан структуралык жана механикалык касиеттер. J. Alma mater. сактоочу резервуар. технология. 9, 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Ж., Ван, Ж. жана Чжэн, К. Сейрек кездешүүчү жер элементтеринин аустениттик болоттун жогорку температурадагы кычкылдануу жүрүм-турумуна тийгизген таасири. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Ж., Ван, Ж. жана Чжэн, К. Сейрек кездешүүчү жер элементтеринин аустениттик болоттун жогорку температурадагы кычкылдануу жүрүм-турумуна тийгизген таасири.Чжэн З., Ван С., Лонг Ж., Ван Ж. жана Чжэн К. Жогорку температурадагы кычкылдануу шартында аустениттик болоттун жүрүм-турумуна сейрек кездешүүчү жер элементтеринин таасири. 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. & Zheng, K.Чжэн З., Ван С., Лонг Ж., Ван Ж. жана Чжэн К. Сейрек кездешүүчү жер элементтеринин жогорку температурадагы кычкылдануудагы аустениттик болоттордун жүрүм-турумуна тийгизген таасири.Корос. илим. 164, 108359 (2020).
Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. жана Сун, С. 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферриттик дат баспас болотторунун микротүзүлүшүнө жана касиеттерине Ceнин таасири. Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. жана Сун, С. 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферриттик дат баспас болотторунун микротүзүлүшүнө жана касиеттерине Ceнин таасири.Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. жана Сун С. Суперферриттик дат баспас болоттор 27Cr-3,8Mo-2Ni микроструктурасына жана касиеттерине Seнин таасири. 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彂哂 Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. жана Сун, С. 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-болоттон жасалган дат баспас болоттун микротүзүлүшүнө жана касиеттерине Ceнин таасири. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктура жана жеке суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. жана Сун, С. Ceнин суперферриттик дат баспас болоттон жасалган 27Cr-3,8Mo-2Ni микротүзүлүшүнө жана касиеттерине тийгизген таасири.Темир белгиси. Steelmak 47, 67–76 (2020).