Nature.com сайтына киргениңиз үчүн рахмат. Сиз чектелген CSS колдоосу менен серепчи версиясын колдонуп жатасыз. Мыкты тажрыйба үчүн жаңыртылган браузерди колдонууну сунуштайбыз (же Internet Explorerдеги Шайкештик режимин өчүрүү). Мындан тышкары, үзгүлтүксүз колдоону камсыз кылуу үчүн биз сайтты стилсиз жана JavaScriptсиз көрсөтөбүз.
Бир эле учурда үч слайддан турган каруселди көрсөтөт. Бир убакта үч слайд аркылуу өтүү үчүн Мурунку жана Кийинки баскычтарын колдонуңуз, же бир эле учурда үч слайд аркылуу өтүү үчүн аягындагы сыдырма баскычтарын колдонуңуз.
Кеңири колдонулган дат баспас болоттон жасалган жана анын согулган версиялары хром оксидинен турган пассивация катмарынын эсебинен айлана-чөйрөнүн шарттарында коррозияга туруктуу. Болоттун коррозиясы жана эрозиясы, адатта, бул катмарлардын бузулушу менен байланышкан, бирок микроскопиялык деңгээлге жараша беттик бир тексиздиктин пайда болушу менен сейрек кездешет. Бул иште, спектроскопиялык микроскопия жана химометриялык анализ аркылуу аныкталган нано масштабдуу химиялык беттин гетерогендүүлүгү күтүлбөгөн жерден муздак прокатталган церийдин модификацияланган супер дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 2507 (SDSS) ысык деформациясы учурунда сынганда жана коррозиясында үстөмдүк кылат. Рентгендик фотоэлектрондук микроскопия табигый Cr2O3 катмарын салыштырмалуу бирдей каптаганын көрсөтсө да, муздак прокатталган SDSSтин пассивациялык көрсөткүчтөрү Fe/Cr оксид катмарында Fe3+ бай наноаралдарынын жергиликтүү бөлүштүрүлүшүнөн начар болгон. Бул атомдук масштабдагы билим дат баспас болоттон жасалган коррозияны терең түшүнүүгө жардам берет жана ушул сыяктуу жогорку эритмелүү металлдардын коррозиясына каршы күрөшүүгө жардам берет деп күтүлүүдө.
Дат баспас болотту ойлоп тапкандан бери феррохромдун коррозияга каршы касиеттери хромго таандык, ал күчтүү оксиддерди/оксигидроксиддерди пайда кылат жана көпчүлүк шарттарда пассивациялоочу жүрүм-турумду көрсөтөт. Кадимки (аустениттик жана ферриттик) дат баспас болоттон жасалган 1, 2, 3 менен салыштырганда, супер дуплекстүү дат баспас болоттор (SDSS) жакшы коррозияга туруктуулугуна жана мыкты механикалык касиеттерге ээ. Механикалык күчтүн жогорулашы жеңилирээк жана компакттуу дизайнга мүмкүндүк берет. Тескерисинче, үнөмдүү SDSS чуңкурларга жана жаракалардын коррозиясына жогорку туруктуулукка ээ, натыйжада кызмат мөөнөтүн узартат, ошону менен булганууну көзөмөлдөө, химиялык контейнерлер жана деңиздеги мунай жана газ өнөр жайы үчүн колдонулушун кеңейтет4. Бирок, термикалык иштетүү температурасынын тар диапазону жана начар калыптандыруу алардын кеңири практикалык колдонулушуна тоскоолдук кылат. Ошондуктан, SDSS жогорудагы аткарууну жакшыртуу үчүн өзгөртүлгөн. Мисалы, Ce модификациясы SDSS 2507де (Се-2507) азоттун жогорку мазмуну менен киргизилген6,7,8. Сейрек кездешүүчү жер элементи (Ce) 0,08 масса% тиешелүү концентрацияда ДССтин механикалык касиеттерине жакшы таасирин тийгизет, анткени ал дандын тазаланышын жана дандын чек арасынын бекемдигин жакшыртат. Ошондой эле эскирүү жана коррозияга туруктуулугу, чоюлуу күчү жана кирүүгө туруктуулугу, ошондой эле ысык иштөө жөндөмдүүлүгү жакшыртылды9. Көп өлчөмдөгү азот кымбат баалуу никельдин ордун алмаштырып, SDSSти үнөмдүү кылат10.
Жакында SDSS сонун механикалык касиеттерге жетишүү үчүн ар кандай температурада (криогендик, муздак жана ысык) пластикалык деформацияланган6,7,8. Бирок, бетинде ичке оксид пленкасынын болушунан улам SDSSтин коррозияга эң сонун туруктуулугуна көптөгөн факторлор таасир этет, мисалы, дан чектери ар кандай гетерогендик фазалардын болушу, керексиз чөкмөлөрдүн жана ар кандай жооптун болушунан улам мүнөздүү гетерогендүүлүк. аустениттик жана ферриттик фазалардын деформациялары7. Ошондуктан, мындай пленкалардын микроскопиялык домендик касиеттерин электрондук структуранын деңгээлине чейин изилдөө SDSS коррозиясын түшүнүү үчүн өтө маанилүү болуп калат жана татаал эксперименталдык ыкмаларды талап кылат. Буга чейин, Auger электрондук спектроскопиясы11 жана рентген фотоэлектрондук спектроскопиясы12,13,14,15 жана катуу рентген фотоэмиссиялык микроскопиясы (HAX-PEEM)16 сыяктуу беттик сезгич методдор жалпысынан беттик катмарлардагы химиялык айырмачылыктарды аныктай алган жок. нано мейкиндиктин ар кайсы жерлеринде бир эле элементтин химиялык абалы. Бир нече акыркы изилдөөлөр хромдун локализацияланган кычкылданышын аустениттик дат баспас болоттун17, мартенситтүү болоттун18 жана SDSS19,20 байкалган коррозия жүрүм-туруму менен байланыштырды. Бирок, бул изилдөөлөр негизинен Cr гетерогендүүлүгүнүн (мисалы, Cr3+ кычкылдануу абалы) коррозияга туруктуулукка тийгизген таасирине багытталган. Элементтердин кычкылдануу даражаларындагы каптал гетерогендүүлүк темир оксиддери сыяктуу бир эле түзүүчү элементтери бар ар кандай кошулмалар менен шартталышы мүмкүн. Термомеханикалык тазалоонун натыйжасында аз өлчөмдө тукум кууган бул бирикмелер бири-бирине жакын жайгашкан, бирок курамы жана кычкылдануу даражасы боюнча айырмаланат16,21. Ошондуктан, оксид пленкаларынын жарылып кетишин жана андан кийинки чуңкурларды аныктоо үчүн микроскопиялык деңгээлде беттин гетерогендүүлүгүн түшүнүү зарыл. Бул талаптарга карабастан, өзгөчө нано жана атомдук масштабдагы Fe үчүн кычкылдануунун каптал гетерогендүүлүгү сыяктуу сандык эсептөөлөр дагы деле жок жана анын коррозияга туруктуулугу менен байланышы изилденбеген бойдон калууда. Жакынкы убактарга чейин болоттун үлгүлөрүндөгү Fe жана Ca22 сыяктуу түрдүү элементтердин химиялык абалы наноөлчөмдүү синхротрондук нурлануу түзүлүштөрүндө жумшак рентген фотоэлектрондук микроскопия (X-PEEM) аркылуу сандык жактан мүнөздөлгөн. Химиялык жактан сезгич рентгендик абсорбциялык спектроскопия (XAS) менен бирге X-PEEM жогорку мейкиндик жана спектрдик чечкиндүүлүк менен XAS өлчөөлөрүн жүргүзүүгө мүмкүндүк берип, элементтердин курамы жана алардын химиялык абалы жөнүндө жыйырма үч нанометрдик масштабга чейин мейкиндиктик резолюция менен химиялык маалымат менен камсыз кылат. . Бул башталышынын спектромикроскопиялык байкоосу жергиликтүү химиялык байкоолорду жеңилдетет жана темир катмарынын мейкиндигинде мурда изилденбеген химиялык өзгөрүүлөрдү көрсөтө алат.
Бул изилдөө PEEMдин нано масштабдагы химиялык айырмачылыктарды аныктоодогу артыкчылыктарын кеңейтет жана Ce-2507нин коррозия жүрүм-турумун түшүнүү үчүн атомдук деңгээлдеги беттик талдоо ыкмасын сунуштайт. Ал химиялык абалдары статистикалык өкүлчүлүктө берилген элементтердин глобалдык химиялык (гетеро) бир тектүүлүгүн картага түшүрүү үчүн кластердик K-means24 химометриялык ыкманы колдонот. Салттуу жагдайда хром оксиди пленкасынын бузулушу менен башталган коррозиядан айырмаланып, азыраак пассивация жана коррозияга туруктуулугу Fe/Cr оксидинин катмарына жакын жердеги локализацияланган Fe3+ бай наноаралдарга таандык, алар коргоочу касиеттерге ээ болушу мүмкүн. Оксид чекиттүү пленканы жок кылат жана коррозияга алып келет.
Деформацияланган SDSS 2507нин коррозиялык жүрүм-туруму алгач электрохимиялык өлчөөлөр аркылуу бааланган. fig боюнча. 1-сүрөттө бөлмө температурасында FeCl3тин кислоталуу (рН = 1) суу эритмесиндеги тандалган үлгүлөр үчүн Найквист жана Боде ийри сызыктары көрсөтүлгөн. Тандалган электролит пассивация пленкасынын бузулуу тенденциясын мүнөздөгөн күчтүү кычкылдандыруучу агенттин ролун аткарат. Материал бөлмө температурасында туруктуу чуңкурдан өтпөсө да, анализ мүмкүн болгон бузулуу окуяларын жана андан кийинки коррозияны түшүнүүгө мүмкүндүк берди. Эквиваленттүү схема (1d-сүрөт) электрохимиялык импеданс спектроскопиясынын (EIS) спектрин тууралоо үчүн колдонулган жана тиешелүү орнотуунун натыйжалары 1-таблицада көрсөтүлгөн. Толук эмес жарым тегерекчелер эритме менен иштетилген жана ысык иштетилген үлгүлөрдө пайда болот, ал эми кысылган жарым чөйрөлөр муздак прокатталган кесиптештерде пайда болот (сүрөт.1b). EIS спектроскопиясында жарым айлананын радиусун поляризациялык каршылык (Rp)25,26 деп кароого болот. 1-таблицадагы эритме менен иштетилген учуу-конуу тилкесинин Rp болжол менен 135 кОм см–2 түзөт, бирок ысыкта иштетилген жана муздак прокатталган учуу-конуу тилкесинин маанилери бир топ төмөн, тиешелүүлүгүнө жараша 34,7 жана 2,1 кОм см–2. Бул Rp олуттуу кыскаруусу пластикалык деформациянын пассивацияга жана коррозияга каршылыкка тийгизген зыяндуу таасирин көрсөтөт, мурунку отчеттордо27,28,29,30.
a Nyquist, b, c Bode импеданс жана фаза диаграммалары жана d тиешелүү эквиваленттүү схема моделдери, мында RS - электролит каршылыгы, Rp - поляризациялык каршылык, жана QCPE - идеалдуу эмес сыйымдуулукту (n) моделдөө үчүн колдонулган туруктуу фаза элементинин оксиди. EIS өлчөөлөрү ачык чынжырлуу потенциалда жүргүзүлөт.
Бир убактагы константалар Bode сюжетинде көрсөтүлгөн, электролит каршылык RS26 өкүлү жогорку жыштык диапазонунда плато менен. Жыштык азайган сайын импеданс көбөйөт жана терс фазалык бурч табылат, бул сыйымдуулуктун үстөмдүгүн көрсөтөт. Фаза бурчу чоңоюп, салыштырмалуу кеңири жыштык диапазонунда максимумду сактап, андан кийин азаят (1c-сүрөт). Бирок, үч учурда тең бул максимум дагы 90° дан аз, бул сыйымдуулуктун дисперсиясынан улам идеалдуу эмес сыйымдуулуктун жүрүм-турумун көрсөтөт. Ошентип, QCPE туруктуу фаза элементи (CPE) беттик тегиздиктен же бир тексиздиктен келип чыккан, өзгөчө атомдук масштабда, фракталдык геометрияда, электроддун көзөнөктүүлүгүндө, бирдей эмес потенциалда жана электроддордун формасы менен геометрияда пайда болгон фаза аралык сыйымдуулук бөлүштүрүүнү көрсөтүү үчүн колдонулат31,32. CPE импеданс:
мында j – элестүү сан жана ω – бурчтук жыштык. QCPE - электролиттин эффективдүү ачык аянтына пропорционалдуу жыштыкка көз карандысыз константа. n - конденсатордун идеалдуу сыйымдуулуктан четтөөсүн сүрөттөгөн өлчөмсүз кубаттуулук саны, башкача айтканда, n 1ге жакын болсо, CPE таза сыйымдуулукка ошончолук жакын болот, ал эми n нөлгө жакын болсо, каршылык көрсөтүүчү болуп көрүнөт. 1ге жакын n кичине четтөөлөр поляризациялык сыноолордон кийин беттин идеалдуу эмес сыйымдуулугун көрсөтөт. Муздак прокатталган SDSSтин QCPE көрсөткүчү анын кесиптештерине караганда бир кыйла жогору, бул жер бетинин сапаты анча бирдей эмес дегенди билдирет.
Дат баспас болоттордун көпчүлүк коррозияга туруктуулук касиеттерине шайкеш келген SDSSтин салыштырмалуу жогорку Cr мазмуну, негизинен, бетинде пассивациялоочу коргоочу оксид пленкасынын болушунан улам SDSSтин коррозияга мыкты туруктуулугуна алып келет17. Мындай пассивдөөчү пленкалар көбүнчө Cr3+ оксиддерине жана/же гидроксиддерге бай, негизинен Fe2+, Fe3+ оксиддери жана/же (окси) гидроксиддер33 менен айкалышкан. Беттин бирдейлигине, пассивацияланган оксид катмарына жана микроскопиялык өлчөөлөр боюнча байкалган беттик крекингге карабастан6,7, ысык иштетилген жана муздак прокатталган SDSSтин коррозия жүрүм-туруму ар башка, ошондуктан болоттун деформациясы үчүн микроструктуралык мүнөздөмөлөрдү терең изилдөө зарыл.
Деформацияланган дат баспас болоттун микроструктурасы ички жана синхротрондук жогорку энергиялуу рентген нурларынын жардамы менен сандык жактан изилденген (Кошумча 1, 2-сүрөттөр). Толук талдоо Кошумча маалыматта берилген. Негизги фазанын тиби боюнча жалпы консенсус бар болсо да, кошумча 1-таблицада келтирилген жапырт фазалык фракциялардагы айырмачылыктар табылды. Бул айырмачылыктар беттеги жана көлөмдөгү бир тектүү эмес фазалык фракцияларга байланыштуу болушу мүмкүн, аларга рентген нурларынын дифракциясын (XRD) аныктоо тереңдиктери таасир этет. ) туш келген фотондордун ар кандай энергия булактары менен34. Лабораториялык булактан XRD тарабынан аныкталган муздак прокат үлгүлөрүндөгү салыштырмалуу жогору аустенит фракциялары пассивациянын жакшыргандыгын жана андан кийин коррозияга туруктуулугун35 көрсөтөт, ал эми так жана статистикалык жыйынтыктар фазалык фракциялардын карама-каршы тенденцияларын көрсөтүп турат. Мындан тышкары, болоттун коррозияга туруктуулугу дандын тазаланышына, дан өлчөмүнүн кичирейүүсүнө, термомеханикалык тазалоодо пайда болгон микродеформациялардын көбөйүшүнө жана дислокациянын тыгыздыгына жараша болот36,37,38. Ыстыкча иштетилген үлгүлөр микрон өлчөмүндөгү бүртүкчөлөрдү көрсөтүүчү дандуураак мүнөздү көрсөттү, ал эми муздак прокатталган үлгүлөрдө байкалган жылмакай шакекчелер (Кошумча 3-сүрөт) мурунку жумушта наноөлчөмгө дандын олуттуу такталганын көрсөтүп турат. Бул пассивдүү тасманы жактырышы керек. пайда болушу жана коррозияга туруктуулугун жогорулатуу. Дислокациянын жогорку тыгыздыгы, адатта, электрохимиялык өлчөөлөргө туура келген чуңкурга каршылыктын төмөн болушу менен байланыштуу.
Негизги элементтердин микродомендеринин химиялык абалынын өзгөрүшү X-PEEMдин жардамы менен системалуу түрдө изилденген. Легирленген элементтер көбүрөөк болсо да, бул жерде Cr, Fe, Ni жана Ce39 тандалат, анткени Cr пассивдүү пленканы түзүү үчүн негизги элемент, Fe болот үчүн негизги элемент, ал эми Ni пассивацияны күчөтүп, феррит-устениттик фазаны тең салмактайт. Структура жана өзгөртүү Ce максаты болуп саналат. Синхротрон нурунун энергиясын тууралоо менен, XAS бетинен Cr (L2.3 кыры), Fe (L2.3 чети), Ni (L2.3 чети) жана Ce (M4.5 чети) негизги мүнөздөмөлөрүн басып алды. -2507 SDSS. Тийиштүү маалыматтарды талдоо жарыяланган маалыматтар менен энергия калибрлөө (мисалы, Fe L2 боюнча XAS, 3 кабырга40,41) кошуу жолу менен аткарылган.
fig боюнча. 2-сүрөттө ысык иштеген (2а-сүрөт) жана муздак прокатталган (2d-сүрөт) Ce-2507 SDSS жана тиешелүү XAS Cr жана Fe L2,3 четтеринин өзүнчө белгиленген позицияларында X-PEEM сүрөттөрү көрсөтүлгөн. L2,3 XAS кыры 2p3/2 (L3 кыры) жана 2p1/2 (L2 кыры) спин-орбиталык бөлүнүү деңгээлдеринде фотокозголгондон кийин электрондордун бош 3d абалын изилдейт. Cr валенттүүлүгү жөнүндө маалымат 2b,d-сүрөттөгү L2,3 кырынын рентгендик дифракциялык анализинен алынган. Салыштыруу шилтемеси. 42, 43 төрт чокусу A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) жана D (582,2 eV) L3 четине жакын жерде байкалганын көрсөттү, алар октаэдрдик Cr3+ иондорун чагылдырып, Cr2O3 тиешелүү. Эксперименталдык спектрлер 2,0 eV44 кристалл талаасын колдонуу менен Cr L2.3 интерфейсинде бир нече кристалл талаасынын эсептөөлөрүнөн алынган b жана e панелдеринде көрсөтүлгөндөй, теориялык эсептөөлөргө ылайык келет. Ысык иштетилген жана муздак прокатталган SDSSтин эки бети тең салыштырмалуу бирдей Cr2O3 катмары менен капталган.
a Cr L2.3 четине жана c Fe L2.3 четине туура келген X-PEEM ысык формадагы SDSSтин жылуулук сүрөтү, d (e) тараптын e Cr L2.3 жана f Fe L2.3 четине туура келген муздак прокатталган SDSSтин X-PEEM жылуулук сүрөтү. Термикалык сүрөттөрдө (a, d) кызгылт сары чекиттүү сызыктар менен (b) жана (e) белгиленген ар кандай мейкиндик позицияларында түзүлгөн XAS спектрлери кристалл талаасынын мааниси 2,0 эВ болгон Cr3+ симуляцияланган XAS спектрлерин билдирет. X-PEEM сүрөттөрү үчүн термикалык палитра сүрөттүн окулушун жакшыртуу үчүн колдонулат, мында көктөн кызылга чейинки түстөр рентген нурларын сиңирүү интенсивдүүлүгүнө пропорционалдуу (төмөндөн жогоруга чейин).
Бул металл элементтеринин химиялык чөйрөсүнө карабастан, эки үлгү үчүн Ni жана Ce легирлөөчү элементтердин кошулмаларынын химиялык абалы бирдей бойдон калган. Кошумча чийме. fig боюнча. 5-9 X-PEEM сүрөттөрүн жана Ni жана Ce үчүн тиешелүү XAS спектрлерин ысык иштетилген жана муздак прокатталган үлгүлөрдүн бетиндеги ар кандай позицияларда көрсөтөт. Ni XAS ысык жана муздак прокатталган үлгүлөрдүн бүт өлчөнгөн бетинде Ni2+ кычкылдануу абалын көрсөтөт (Кошумча талкуу). Белгилеп кетчү нерсе, ысык иштетилген үлгүлөрдө Ценин XAS сигналы байкалбайт, ал эми муздак прокатталган үлгүлөрдүн Ce3+ спектри бир чекитте байкалат. Муздак прокатталган үлгүлөрдөгү Се тактарын байкоо Ce негизинен чөкмөлөр түрүндө бар экенин көрсөттү.
Термикалык деформацияланган SDSSде, Fe L2.3 четинде XASтын жергиликтүү структуралык өзгөрүүсү байкалган эмес (сүрөт 2c). Бирок, сүрөттө көрсөтүлгөндөй. 2f, Fe матрицасы SDSS муздак прокатта кокусунан тандалган жети чекитте өзүнүн химиялык абалын микроскопиялык түрдө өзгөртөт. Мындан тышкары, 2f-сүрөттө тандалган жерлерде Fe абалынын өзгөрүшү жөнүндө так түшүнүк алуу үчүн, жер үстүндөгү жер үстүндөгү изилдөөлөр жүргүзүлдү (3-сүрөт жана кошумча 10-сүрөт), аларда кичирээк тегерек аймактар ​​тандалып алынган. α-Fe2O3 системаларынын Fe L2,3 кырынын жана Fe2+ октаэдрдик оксиддеринин XAS спектрлери 1,0 (Fe2+) жана 1,0 (Fe3+)44 кристаллдык талааларды колдонуу менен мультиплеттүү кристалл талаасынын эсептөөлөрү аркылуу моделдешти. α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экенин белгилейбиз45,46, Fe3O4 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катары Fe2+ жана Fe3+,47 жана FeO45 тең айкалышы. α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияга ээ экенин белгилейбиз45,46, Fe3O4 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катары Fe2+ жана Fe3+,47 жана FeO45тин айкалышына ээ.α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экендигине көңүл буруңуз45,46, Fe3O4 формалдуу эки валенттүү оксид Fe2+ (3d6) түрүндө Fe2+ менен Fe3+,47 жана FeO45ти бириктирет.α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экендигине көңүл буруңуз45,46, Fe3O4 Fe2+ жана Fe3+,47 комбинацияларына ээ жана FeO45 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) ролун аткарат. α-Fe2O3 курамындагы бардык Fe3+ иондору Oh позициясына гана ээ, ал эми γ-Fe2O3 адатта Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3] мис. O4 шпинели, мис., позициялардагы бош орундар менен көрсөтүлөт. Демек, γ-Fe2O3 курамындагы Fe3+ иондору Td жана Oh позицияларына ээ. Мурунку эмгекте айтылгандай, экөөнүн интенсивдүүлүк катышы эки башка болсо да, алардын интенсивдүүлүк катышы мис/t2g ≈1, ал эми бул учурда байкалган интенсивдүүлүк катышы мис/t2g болжол менен 1. Бул бул учурда Fe3+ гана болушу мүмкүндүгүн жокко чыгарат. Fe2+ ​​жана Fe3+ айкалыштары менен Fe3O4 учурун эске алганда, Fe-нын L3 четиндеги алсызыраак (күчтүү) биринчи өзгөчөлүк t2g абалында кичирээк (чоң) бош эместигин көрсөтөөрү белгилүү. Бул Fe2+ (Fe3+) га тиешелүү, бул Fe2+47 курамынын көбөйүшүн көрсөткөн биринчи белгинин көбөйүшүн көрсөтөт. Бул жыйынтыктар композиттердин муздак прокатталган беттеринде Fe2+ жана γ-Fe2O3, α-Fe2O3 жана/же Fe3O4 басымдуу экенин көрсөтүп турат.
(a, c) жана (b, d) XAS спектрлеринин Fe L2,3 четиндеги чоңойтулган фотоэмиссиялык электрондук жылуулук сүрөттөрү 2 жана E фиг. 2d.
Алынган эксперименталдык маалыматтар (4a-сүрөт жана кошумча 11-сүрөт) түзүлүп, таза кошулмалардын 40, 41, 48 менен салыштырылды. Негизинен эксперименталдык түрдө байкалган Fe L-четинин XAS спектрлеринин үч түрдүү түрү (XAS-1, XAS-2 жана XAS-3: 4а-сүрөт) спатиде ар кандай жерлерде байкалган. Атап айтканда, 3b-сүрөттө 2-ага окшош спектр (XAS-1 катары белгиленген) кызыктырган бүткүл аймакта байкалган, андан кийин 2-b спектри (XAS-2 деп белгиленген), ал эми E-3кө окшош спектр сүрөттө байкалган. 3d (XAS-3 деп аталат) айрым локализацияланган жерлерде байкалган. Адатта, зонд үлгүсүндөгү валенттүүлүк абалдарды аныктоо үчүн төрт параметр колдонулат: (1) L3 жана L2 спектралдык өзгөчөлүктөрү, (2) L3 жана L2 өзгөчөлүктөрүнүн энергетикалык позициялары, (3) L3-L2 энергия айырмасы, (4) L2 интенсивдүүлүк катышы /L3. Визуалдык байкоолорго ылайык (4а-сүрөт), бардык үч Fe компоненти, атап айтканда, Fe0, Fe2+ жана Fe3+ изилденген SDSS бетинде бар. Эсептелген интенсивдүүлүк катышы L2/L3 да бардык үч компоненттин бар экендигин көрсөттү.
а Байкалган ар кандай үч эксперименттик маалыматтар (XAS-1, XAS-2 жана XAS-3 катуу сызыктары 2-а, 2-b жана E-3 2-сүрөттө жана 3-сүрөттө туура келет) симуляцияланган XAS салыштыруу спектрлерине, Fe2+, Fe3+ октаэдрлерине, кристалл талаасынын маанилери 1,0 eaV жана MeaV, б. эксперименталдык маалыматтар (XAS-1, XAS-2, XAS-3) жана тиешелүү оптималдаштырылган LCF маалыматтары (катуу кара сызык) жана Fe3O4 (Fe аралашма абалы) жана Fe2O3 (таза Fe3+) стандарттары менен XAS-3 спектрин салыштыруу.
Темир кычкылынын курамын аныктоо үчүн үч стандарттын сызыктуу айкалышы (LCF)40,41,48 колдонулган. LCF үч тандалган Fe L-жээк XAS спектри үчүн ишке ашырылган, эң жогорку контрастты көрсөткөн, атап айтканда, XAS-1, XAS-2 жана XAS-3, 4b-d-сүрөттө көрсөтүлгөндөй. LCF арматуралар үчүн, 10% Fe0 бардык учурларда биз бардык маалыматтарда байкалган кичинекей четинен жана кара металл болоттун негизги компоненти экендигинен улам каралат. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEM пробация тереңдиги кычкылдануу катмарынын болжолдуу калыңдыгынан чоңураак (бир аз > 4 нм), пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEM пробация тереңдиги кычкылдануу катмарынын болжолдуу калыңдыгынан чоңураак (бир аз > 4 нм), пассивация 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 тереңдиги оксидациялык катмардын болжолдонгон калыңдыгынан чоңураак (бир аз >4 нм), бул пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет.Чынында, X-PEEM Fe (~6 нм)49 оксид катмарынын күтүлгөн калыңдыгынан (4 нмден бир аз көбүрөөк) тереңирээк аныктайт, бул пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналдарды аныктоого мүмкүндүк берет. Fe2+ ​​жана Fe3+ ар кандай комбинациялары байкалган эксперименттик маалыматтар үчүн мүмкүн болгон эң жакшы чечимди табуу үчүн аткарылган. fig боюнча. 4б-сүрөттө XAS-1 спектриндеги Fe2+ жана Fe3+ айкалышы көрсөтүлгөн, бул жерде Fe2+ жана Fe3+ пропорциялары жакын, болжол менен 45%, бул Feнин аралаш кычкылдануу абалын көрсөтөт. Ал эми XAS-2 спектри үчүн Fe2+ жана Fe3+ пайызы тиешелүүлүгүнө жараша ~30% жана 60% түзөт. Fe2+ ​​курамы Fe3+ караганда төмөн. Fe2+ ​​менен Fe3 1:2 катышы Fe3O4 Fe иондорунун бирдей катышында түзүлүшү мүмкүн экенин билдирет. Кошумчалай кетсек, XAS-3 спектри үчүн Fe2+ жана Fe3+ пайыздары ~10% жана 80% чейин өзгөрдү, бул Fe2+тин Fe3+ке көбүрөөк айланышын көрсөтөт. Жогоруда айтылгандай, Fe3+ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 же Fe3O4 келип чыгышы мүмкүн. Fe3+тин эң ыктымалдуу булагын түшүнүү үчүн XAS-3 спектрлери ар кандай Fe3+ стандарттары менен бирге графиги 4e-сүрөттө тартылган, алар В чокусу каралып жатканда бардык эки стандарт менен окшоштук көрсөтөт. Бирок, ийиндин интенсивдүүлүгү (A: Fe2+ тартып) жана интенсивдүүлүк катышы B/A XAS-3 спектри γ-Fe2O3 спектрине жакын, бирок окшош эмес экенин көрсөтүп турат. жапырт γ-Fe2O3 менен салыштырганда, A SDSS чокусунун Fe 2p XAS интенсивдүүлүгү бир аз жогору (сүрөт 4e), бул Fe2+ интенсивдүүлүгү жогору экенин көрсөтүп турат. XAS-3 спектри γ-Fe2O3 спектрине окшош болсо да, анда Fe3+ Oh жана Td позицияларында да бар, ар кандай валенттүүлүк абалдарды аныктоо жана L2,3 чети же L2/L3 интенсивдүүлүк катышы менен гана координациялоо дагы эле көйгөй бойдон калууда. акыркы спектрге катышкан ар кандай факторлордун татаалдыгынан улам кайталануучу талкуу темасы41.
Жогоруда сүрөттөлгөн кызыктырган тандалган аймактардын химиялык абалынын спектрдик дискриминациясынан тышкары, Cr жана Fe негизги элементтеринин глобалдык химиялык гетерогендүүлүгү K-каражаттарын кластерлөө ыкмасын колдонуу менен үлгү бетинде алынган бардык XAS спектрлерин классификациялоо жолу менен бааланган. Cr L жээк профилдери 2-сүрөттө көрсөтүлгөн ысык жана муздак прокатталган үлгүлөргө мейкиндик боюнча бөлүштүрүлгөн эки оптималдуу кластерлерди түзө тургандай кылып орнотулган. 5. Жергиликтүү структуралык өзгөрүүлөр байкалбаганы түшүнүктүү, анткени XAS Cr спектрлеринин эки центроиддери абдан окшош. Эки кластердин бул спектрдик формалары Cr2O342ге туура келгендер менен дээрлик бирдей, бул Cr2O3 катмарлары SDSS боюнча салыштырмалуу бирдей бөлүштүрүлгөнүн билдирет.
К-бир кластери L-четинин Cr аймактарын, б тиешелүү XAS центроиддерин билдирет. Муздак прокатталган SDSSтин X-PEEM салыштыруусунун натыйжалары: Cr L2,3 жана d тиешелүү XAS центроиддеринин чет аймактарынын C кластерлери.
Бир кыйла татаал FeL жээк картасын көрсөтүү үчүн, төрт жана беш оптималдаштырылган кластерлер жана алар менен байланышкан центроиддер (спектралдык бөлүштүрүү) тиешелүүлүгүнө жараша ысык жана муздак прокатталган үлгүлөр үчүн колдонулат. Демек, Fe2+ жана Fe3+ пайызын (%) Fig.4 көрсөтүлгөн LCF тууралоо менен алууга болот. Fe0 функциясы катары псевдоэлектроддук потенциал Эпсевдо беттик оксид пленкасынын микрохимиялык бир тектүү эместигин ачуу үчүн колдонулган. Эпсевдо болжол менен аралаштыруу эрежеси менен бааланат,
мында \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) барабар \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), бул тиешелүүлүгүнө жараша 0,440 жана 0,036 В. Потенциалдуулугу төмөн аймактарда Fe3+ кошулмалары көбүрөөк болот. Термикалык деформацияланган үлгүдөгү потенциалдын бөлүштүрүлүшү болжол менен 0,119 В максималдуу өзгөрүүсү менен катмарлуу мүнөзгө ээ (6а,б-сүрөт). Бул потенциалдуу бөлүштүрүү жер бетинин топографиясы менен тыгыз байланышта (6а-сүрөт). Негизги пластинкалуу интерьерде абалга байланыштуу башка өзгөрүүлөр байкалган эмес (сүрөт 6б). Тескерисинче, муздак прокатталган SDSSте түрдүү мазмундагы Fe2+ жана Fe3+ менен түрдүү оксиддердин айкалышы үчүн псевдопотенциалдын бир тектүү эмес мүнөзүн байкоого болот (6c, d-сүрөт). Fe3+ оксиддери жана/же (окси)гидроксиддер болоттун коррозиясынын негизги компоненттери болуп саналат жана кычкылтек менен сууну өткөрүүчү50. Бул учурда Fe3+ га бай аралдардын жер-жерлерде таралганын көрүүгө болот жана коррозия аймагы катары кароого болот. Мында потенциалдын абсолюттук маанисине караганда потенциалдык талаадагы градиент активдүү коррозия аймактарын локалдаштыруунун көрсөткүчү катары каралышы мүмкүн51. Муздак прокатталган SDSSтин бетинде Fe2+ жана Fe3+ бир тектүү эмес бөлүштүрүлүшү жергиликтүү химиялык касиеттерди өзгөртүп, оксид пленкасынын крекингинде жана коррозия реакцияларында эффективдүү беттик аянтын камсыздай алат, ошону менен негизги металл матрицасы үзгүлтүксүз коррозияга жол ачат, натыйжада ички бир тексиздик. жана пассивдөөчү катмардын коргоочу мүнөздөмөлөрүн азайтат.
Fe L2,3 жээк аймактарынын K-орточо кластерлери жана a–c ысык иштеген X-PEEM жана d–f муздак прокатталган SDSS үчүн тиешелүү XAS центроиддери. a, d K-X-PEEM сүрөттөлүшүндө капталган кластердик сюжетти билдирет. Болжолдуу псевдоэлектроддук потенциалдар (эпсевдо) К-каражаттарынын кластердик диаграммалары менен бирге айтылган. 2-сүрөттөгү түс сыяктуу X-PEEM сүрөтүнүн жарыктыгы рентген нурларынын сиңирүү интенсивдүүлүгүнө түз пропорционалдуу.
Салыштырмалуу бирдей Cr, бирок Fe нин ар кандай химиялык абалы ысык жана муздак прокатталган Ce-2507деги оксид пленкасынын крекингинин жана коррозия схемаларынын ар кандай келип чыгышына алып келет. Ce-2507 муздак прокаттын бул касиети жакшы белгилуу. Атмосфералык абада Fe оксиддери менен гидроксиддеринин пайда болушуна байланыштуу бул иште нейтралдуу реакциялар катары төмөнкү реакциялар жабылат:
X-PEEM өлчөөнүн негизинде, жогорудагы реакция төмөнкү учурларда болгон. Fe0 туура келген кичинекей ийин астындагы металл темир менен байланышкан. Металлдык Fe чөйрөсү менен болгон реакциясы Fe(OH)2 катмарынын пайда болушуна алып келет (теңдеме (5)), ал Feнин L четинин XASдагы Fe2+ сигналын күчөтөт. Абанын узакка созулган таасири Fe(OH)252,53 кийин Fe3O4 жана/же Fe2O3 оксиддеринин пайда болушуна алып келет. Туруктуу Feнин эки түрү, Fe3O4 жана Fe2O3, ошондой эле Cr3+ бай коргоочу катмарында пайда болушу мүмкүн, мында Fe3O4 бирдиктүү жана бириктирилген түзүлүштү жактырат. Экөөнүн тең болушу аралаш кычкылдануу абалына алып келет (XAS-1 спектри). XAS-2 спектри негизинен Fe3O4 туура келет. Ал эми бир нече позицияларда байкалган XAS-3 спектрлери γ-Fe2O3ке толук конверсияны көрсөттү. Оролгон эмес рентген нурларынын кирүү тереңдиги болжол менен 50 нм болгондуктан, астыңкы катмардан келген сигнал А чокусунун жогорку интенсивдүүлүгүнө алып келет.
XRD спектри оксид пленкасындагы Fe компоненти Cr оксид катмары менен бириккен катмарлуу түзүлүшкө ээ экенин көрсөтүп турат. Cr2O317 локалдык бир тексиздигинен улам коррозиянын пассивациялык мүнөздөмөсүнөн айырмаланып, бул изилдөөдө Cr2O3 бир тектүү катмарына карабастан, бул учурда, өзгөчө муздак прокатталган үлгүлөр үчүн аз коррозияга туруктуулугу байкалган. Байкалып жаткан жүрүм-турумду коррозия көрсөткүчүнө таасир этүүчү үстүнкү катмардын (Fe) химиялык кычкылдануу абалынын гетерогендүүлүгү катары түшүнүүгө болот. Үстүнкү (Fe оксиди) жана төмөнкү катмарларынын (Cr оксиди)52,53 бирдей стехиометриясынан улам тордо металл же кычкылтек иондорунун жай өтүшү алардын ортосундагы жакшыраак өз ара аракеттенүүгө (жабышууга) алып келет. Бул, өз кезегинде, коррозияга туруктуулукту жакшыртат. Ошондуктан стехиометриялык кескин өзгөрүүлөргө караганда үзгүлтүксүз стехиометрия, башкача айтканда, Feнин бир кычкылдануу даражасы артык. Термикалык деформацияланган SDSS бир калыпта бетке жана жакшыраак коррозияга туруктуулукту камсыз кылган жыш коргоочу катмарга ээ. Бирок муздак прокатталган SDSS үчүн коргоочу катмардын астында Fe3+ бай аралдарынын болушу беттин бүтүндүгүн бузуп, жакын жердеги субстраттын гальваникалык коррозиясын пайда кылат, бул EIS спектрлериндеги Rp (1-таблица) азайышына жана анын коррозиясына алып келет. каршылык. Ошондуктан, пластикалык деформациядан улам Fe3+ бай локалдык бөлүштүрүлгөн аралдар негизинен коррозияга туруктуулук көрсөткүчүнө таасир этет, бул бул иштеги ачылыш болуп саналат. Ошондуктан, бул изилдөө изилденген SDSS үлгүлөрүнүн пластикалык деформациясынан улам коррозияга туруктуулуктун төмөндөшүнүн спектромикрографтарын сунуштайт.
Мындан тышкары, эки фазалуу болоттордо сейрек кездешүүчү жер легирлөө жакшыраак аткарылса да, бул кошулган элементтин жеке болот матрицасы менен коррозия жүрүм-туруму спектроскопиялык микроскопиялык байкоолордун негизинде кыйын бойдон калууда. Ce сигналы (XAS M-четин бойлой) муздак прокаттоодо бир нече позицияларда гана пайда болот, бирок SDSSтин ысык деформациясы учурунда жок болуп, бир тектүү легирлөөнүн ордуна болот матрицасында Ce жергиликтүү чөктүрүлгөнүн көрсөтөт. SDSSтин механикалык касиеттери жакшырбаганы менен6,7, REEдин болушу кошулмалардын көлөмүн азайтат жана баштапкы 54 жериндеги чуңкурларды басат деп эсептелет.
Жыйынтыктап айтканда, бул иш наноөлчөмдүү компоненттердин химиялык мазмунун сандык аныктоо менен церий менен өзгөртүлгөн 2507 SDSS коррозиясына беттик гетерогендүүлүктүн таасирин ачып берет. Эмне үчүн дат баспас болоттон коргоочу оксид катмары менен капталганда да коррозияга учурайт деген суроого К-каражаттарын кластерлөөнүн жардамы менен беттин өзгөчөлүктөрүнүн микроструктурасын, химиялык абалын жана сигналды иштетүүнү сандык жактан изилдөө аркылуу жооп бердик. Fe2+/Fe3+ аралашкан структурасы боюнча алардын октаэдрдик жана тетраэдрдик координациясын камтыган Fe3+ бай аралдары оксид пленкасынын бузулушунун булагы жана муздак прокатталган SDSSтин коррозиясынын булагы экендиги аныкталган. Fe3+ үстөмдүк кылган наноаралдар жетиштүү стехиометриялык Cr2O3 пассивациялоочу катмары болгондо да начар коррозияга туруктуулукка алып келет. Коррозияга наноөлчөмдүү химиялык гетерогендүүлүктүн таасирин аныктоодо жасалган методологиялык жетишкендиктерден тышкары, бул иш болот эритүүдө дат баспас болоттордун коррозияга туруктуулугун жогорулатуу үчүн инженердик процесстерге дем берет деп күтүлүүдө.
Бул изилдөөдө колдонулган Ce-2507 SDSS куймаларын даярдоо үчүн, аралаш компоненттер, анын ичинде таза темир түтүкчөлөр менен жабылган Fe-Ce мастер эритмеси 150 кг орточо жыштыктагы индукциялык меште эритилген болотту өндүрүү үчүн эритип, куюлуучу калыптарга куюлган. Ченелген химиялык курамдар (салмак %) кошумча таблицада келтирилген. 2-таблицада. Андан кийин болот катуу эритмеге чейин 60 мүнөт 1050 ° C күйдүрүлгөн, андан кийин бөлмө температурасында суу менен өчүрүлгөн. Изилденген үлгүлөр фазаларды, дан өлчөмүн жана морфологиясын изилдөө үчүн TEM жана DOE аркылуу деталдуу изилденген. Үлгүлөр жана өндүрүш процесси жөнүндө кеңири маалыматты башка булактардан тапса болот6,7.
Цилиндрдик үлгүлөрдү (φ10 мм × 15 мм) цилиндрдин огу блоктун деформация багытына параллелдүү ысык престөө үчүн. Жогорку температурадагы кысуу Gleeble-3800 термикалык симуляторунун жардамы менен 1000-1150°С диапазонундагы ар кандай температурада 0,01-10 с-1 диапазонунда туруктуу штамм ылдамдыгында аткарылган. Деформацияга чейин үлгүлөр температуралык градиентти жок кылуу үчүн тандалган температурада 10 °C s-1 ылдамдыкта 2 мүнөт ысытылды. Температуранын бирдейлигине жеткенден кийин, үлгүлөр 0,7 чыныгы штамм маанисине чейин деформацияланган. Деформациядан кийин деформацияланган структураны сактап калуу үчүн дароо суу менен өчүрүлөт. Андан кийин катууланган үлгүлөр кысуу багытына параллель кесилген. Бул атайын изилдөө үчүн биз башка үлгүлөргө караганда байкалган микрокатуулугу жогору болгондуктан, 1050°C, 10 с-1 термикалык деформацияланган үлгүнү тандадык7.
Ce-2507 катуу эритмесинин жапырт (80 × 10 × 17 мм3) үлгүлөрү үч фазалуу асинхрондуу эки роликтүү деформациялоочу LG-300 машинасында сыналган, ал бардык башка деформация класстарынын арасында эң жакшы механикалык касиеттерди камсыз кылган6. Ар бир жол үчүн штамм ылдамдыгы жана калыңдыгы 0,2 м·с-1 жана 5% болгон.
Autolab PGSTAT128N электрохимиялык жумушчу станциясы 1050 oC жана 10 с-1де 0,7 чыныгы штаммга чейин муздак прокаттоодон (1,0 эквиваленттүү чыныгы штамм) жана ысык басуудан кийин SDSSти электрохимиялык өлчөө үчүн колдонулган. Жумушчу станцияда эталондук электрод катары каныккан каломель электроду, графиттик эсептегич электрод жана жумушчу электрод катары SDSS үлгүсү бар үч электроддук клетка бар. Үлгүлөр диаметри 11,3 мм болгон цилиндрлерге кесилген, анын капталдарына жез зымдары ширетилген. Андан кийин үлгү эпоксиддик чайыр менен куюлуп, жумушчу электрод катары 1 см2 жумушчу ачык аянт калтырылды (цилиндрдик үлгүнүн төмөнкү бети). Эпоксидди айыктыруу учурунда жана андан кийинки жылмалоодо жана жылмалоодо жарака кетпеш үчүн этият болуңуз. Жумушчу бети бөлүкчөлөрүнүн өлчөмү 1 мкм болгон алмазды жылтыратуучу суспензия менен лакталып, жылмаланат, дистилденген суу жана этанол менен тазаланат жана муздак абада кургатылат. Электрохимиялык өлчөөлөрдүн алдында жылмаланган үлгүлөр табигый оксид пленкасын түзүү үчүн бир нече күн абада кармалып турду. Дат баспас болоттун55 коррозиясын тездетүү үчүн рН = 1,0 ± 0,01ге чейин HCl менен стабилдештирилген FeCl3 (6,0 масса %) суудагы эритмеси колдонулган, анткени ал хлорид иондору күчтүү кычкылдануу күчү жана ASTM тарабынан белгиленгендей төмөн рН менен болгон агрессивдүү чөйрөдө кездешет. Сунушталган стандарттар G48 жана A923 болуп саналат. Үлгүлөр стационардык абалга жакын абалга жетүү үчүн кандайдыр бир өлчөөлөр жүргүзүлгөнгө чейин 1 саатка сыноо эритмесинде чөмүлдүрүлгөн. Катуу эритме, ысык иштетилген жана муздак прокатталган үлгүлөр үчүн импедансты өлчөө жыштыгы диапазону 1 × 105 ~ 0,1 Гц жана ачык чынжырлуу потенциал (OPS) 5 мВ болгон, бул 0,39, 0,33 жана 0,25 VSCE болгон. Кандайдыр бир үлгүдөгү ар бир электрохимиялык сыноо маалыматтардын кайталанышын камсыз кылуу үчүн бирдей шарттарда үч жолудан кем эмес кайталанды.
HE-SXRD өлчөөлөрү үчүн 1 × 1 × 1,5 мм3 тик бурчтуу дуплекстүү болот блоктору CLS, Канададагы жогорку энергиялуу Brockhouse wiggler линиясында фазалык курамдын санын аныктоо үчүн ченелген56. Маалыматтарды чогултуу бөлмө температурасында Дебай-Шерр геометриясында же транспорт геометриясында жүргүзүлгөн. LaB6 калибрлөөчүгө калибрленген рентген нурларынын толкун узундугу 0,212561 Å, бул 58 кВга туура келет, бул лабораториялык рентген булагы катары адатта колдонулган Cu Ka (8 кеВ) караганда бир топ жогору. Үлгү детектордон 740 мм аралыкта жайгаштырылат. Ар бир үлгүнүн аныктоо көлөмү 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, ал нурдун өлчөмү жана үлгүнүн калыңдыгы менен аныкталат. Бул маалыматтардын ар бири Перкин Элмер аянтынын детектору, жалпак панелдүү рентген детектору, 200 μm пиксел, 40 × 40 см2, 0,3 секунд жана 120 кадр экспозиция убактысын колдонуу менен чогултулган.
Тандалган эки моделдик системанын X-PEEM өлчөөлөрү MAX IV лабораториясында (Лунд, Швеция) Beamline MAXPEEM линиясынын PEEM акыркы станциясында жүргүзүлгөн. Үлгүлөр электрохимиялык өлчөөлөрдөгүдөй эле даярдалган. Даярдалган үлгүлөр абада бир нече күн кармалып, синхротрондук фотондор менен нурлануудан мурда өтө бийик вакуумдук камерада газсыздандырылды. Нурдун энергетикалык чечкиндүүлүгү N2де hv = 401 эВ болгон дүүлүктүрүүчү аймактын N 1 с дан 1\(\pi _g^ \ast\) чейинки иондун чыгуу спектрин жана фотон энергиясынын E3/2,57ге көз карандылыгын өлчөө жолу менен алынат. Спектрдик туура өлчөнгөн энергия диапазонунда ΔE (спектрдик сызык кеңдиги) ~0,3 эВ берди. Демек, Fe 2p L2, Nip L2, Nip L2 кыры үчүн Si 1200-сызык mm-1 тор менен модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен нур сызыгынын энергетикалык чечкиндүүлүгү E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 жана флюс ≈1012 ph/s деп бааланган. L2,3 чети жана Ce M4,5 чети. Ошондуктан, Fe 2p Lr2, Nip L2 жээк үчүн Si 1200-сызык mm-1 тор менен модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен нур сызыгынын энергетикалык чечкиндүүлүгү E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 жана флюс ≈1012 ph/s деп эсептелген. L2.3 чети, жана Ce M4.5 чети. 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, нур каналынын энергетикалык токтому E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 жана флюс ≈1012 f/s деп бааланган, Fe кыры 2p L2 үчүн 1200 сызыктар/мм Si тор менен модификацияланган SX-700 монохроматору менен флюс 2p L2, Ni3p кыры, L2, 2p. L2.3 жана Ce edge M4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s 通过07S单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 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 和 ≈1012 PH/S 通束线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 M5C.Ошентип, модификацияланган SX-700 монохроматорун жана 1200 линиялык Si торду колдонууда. 3, Cr чети 2p L2.3, Ni чети 2p L2.3 жана Ce чети M4.5.Фотондун энергиясын 0,2 эВ кадам менен кеңейтиңиз. Ар бир энергияда, PEEM сүрөттөрү 20 мкм көрүү талаасында 1024 × 1024 пикселди камсыз кылган 2 x 2 бириктирүүчү була-оптикалык байланышы бар TVIPS F-216 CMOS детекторунун жардамы менен жазылган. Сүрөттөрдүн экспозиция убактысы 0,2 секунд, орточо 16 кадрды түзөт. Фотоэлектрондук сүрөттүн энергиясы максималдуу экинчилик электрон сигналын камсыздай тургандай тандалат. Бардык өлчөөлөр сызыктуу поляризацияланган фотон нурунун нормалдуу түшүүсүндө жүргүзүлөт. Өлчөөлөр жөнүндө көбүрөөк маалымат алуу үчүн мурунку изилдөөнү караңыз58. Электрондун жалпы кирешелүүлүгүн (TEY)59 аныктоо режимин жана аны X-PEEMде колдонууну изилдегенден кийин, бул ыкманын аныктоо тереңдиги Cr сигналы үчүн ~4–5 нм жана Fe сигналы үчүн ~6 нм деп бааланат. Cr тереңдиги оксид пленкасынын калыңдыгына (~4 нм)60,61 абдан жакын, ал эми Fe тереңдиги оксид пленкасынын калыңдыгынан чоңураак. Fe L четине жакын чогултулган XAS матрицадан темир оксиди XAS жана FeO аралашмасы болуп саналат. Биринчи учурда, чыгарылган электрондордун интенсивдүүлүгү TEYге салым кошкон электрондордун бардык мүмкүн болгон түрлөрүнө байланыштуу. Бирок, таза темир сигналы электрондор оксид катмарынан өтүп, бетине жетип, анализатор тарабынан чогултулушу үчүн жогорку кинетикалык энергияны талап кылат. Бул учурда, Fe0 сигналы негизинен LVV Auger электрондорунун жана алар чыгарган экинчи электрондордун эсебинен болот. Кошумчалай кетсек, бул электрондор тарабынан шартталган TEY интенсивдүүлүгү электрондун качуу жолу49 учурунда бузулуп, темир XAS картасында Fe0 спектрдик белгисин андан ары төмөндөтөт.
Маалымат кубатын (X-PEEM маалыматтары) интеграциялоо көп өлчөмдүү түрдө тиешелүү маалыматты (химиялык же физикалык касиеттерин) алуудагы негизги кадам болуп саналат. K-каражаттарын кластерлөө бир нече чөйрөдө кеңири колдонулат, анын ичинде машина көрүү, сүрөттөрдү иштетүү, көзөмөлсүз үлгү таануу, жасалма интеллект жана классификациялык анализ24. Мисалы, К-кластерлөө гиперспектралдык сүрөт маалыматтарын кластерлөөдө жакшы колдонулат62. Негизи, көп объектилүү маалыматтар үчүн K-ортолордун алгоритми аларды атрибуттары (фотондук энергиянын мүнөздөмөлөрү) жөнүндөгү маалыматтарга ылайык оңой эле топтой алат. K-каражаттарды кластерлөө - бул маалыматтарды К-кабатташпаган топторго (кластерлерге) бөлүү үчүн итеративдик алгоритм, мында ар бир пиксел болоттун микроструктуралык курамында химиялык бир тектүү эместиктин мейкиндик бөлүштүрүлүшүнө жараша белгилүү бир кластерге таандык. К-меанс алгоритми эки кадамдан турат: биринчи кадам К центроиддерин эсептейт, ал эми экинчи кадам ар бир чекитти кошуна центроиддер менен кластерге дайындайт. Кластердин тартылуу борбору ошол кластердин маалымат чекиттеринин (XAS спектрлеринин) орточо арифметикалык мааниси катары аныкталат. Коңшу центроиддерди Евклиддик аралыктар катары аныктоо үчүн ар кандай аралыктар бар. px,y кириш сүрөтү үчүн (x жана y - пикселдеги резолюция), CK - кластердин тартылуу борбору; Бул сүрөттү K-means63 аркылуу K кластерлерине бөлүүгө (кластердик) болот. К-каражаттарын кластерлөө алгоритминин акыркы кадамдары:
Кадам 2. Учурдагы центроидге ылайык бардык пикселдердин мүчөлүк даражасын эсептеңиз. Мисалы, ал борбор менен ар бир пикселдин ортосундагы Евклиддик d аралыктан эсептелет:
3-кадам Ар бир пикселди жакынкы центроидге дайындаңыз. Андан кийин К центроиддик позицияларды төмөнкүдөй кайра эсептеңиз:
4-кадам. Процессти (7) жана (8) теңдемелери) центроиддер жакындаганга чейин кайталагыла. Акыркы кластердик сапат натыйжалары баштапкы центроиддердин оптималдуу тандоосу менен тыгыз байланышта63. Болоттон жасалган сүрөттөрдүн PEEM маалымат структурасы үчүн, адатта, X (x × y × λ) 3D массив маалыматтарынын кубу, ал эми x жана y огу мейкиндик маалыматын (пикселдик резолюция) жана λ огу фотондордун энергетикалык спектралдык режимине туура келет. K-меанс алгоритми пикселдерди (кластерлерди же суб-блокторду) спектралдык мүнөздөмөлөрү боюнча бөлүү жана ар бир талдоочу (кластер) үчүн эң жакшы центроидди (XAS спектралдык ийри сызыгын) алуу менен X-PEEM маалыматтарына кызыккан аймактарды изилдөө үчүн колдонулган. Ал мейкиндикте бөлүштүрүүнү, жергиликтүү спектрдик өзгөрүүлөрдү, кычкылдануу жүрүм-турумун жана химиялык абалын изилдөө үчүн колдонулат. Мисалы, K-медициналык кластерлөө алгоритми Fe L-чет жана Cr L-чет аймактарында ысык жана муздак прокатталган X-PEEM үчүн колдонулган. К-кластерлердин ар кандай саны (микроструктуралык аймактар) мыкты кластерлерди жана центроиддерди табуу үчүн сыналган. График көрсөтүлгөндө, пикселдер туура кластердин центроиддерине кайра дайындалат. Ар бир түс бөлүштүрүү химиялык же физикалык объектилердин мейкиндикте жайгашуусун көрсөтүү менен кластердин борборуна туура келет. Алынган центроиддер таза спектрлердин сызыктуу айкалышы.
Бул изилдөөнүн натыйжаларын тастыктаган маалыматтар негиздүү өтүнүч боюнча тиешелүү WC авторунан жеткиликтүү.
Sieurin, H. & Sandström, R. Бир ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сынык. Sieurin, H. & Sandström, R. Бир ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сынык. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сыныктарга катуулугу. 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 сыныктары.долбоор. фракталдык. мех. 73, 377–390 (2006).
Адамс, FV, Олубамби, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Тандалган органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлорид чөйрөлөрүндө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу. Адамс, FV, Олубамби, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Тандалган органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлорид чөйрөлөрүндө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу.Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Дж. жана Van Der Merwe, J. кээ бир органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлориддер менен чөйрөдө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 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在特定organic酸和Organic酸/chlorated environment的耐而性性。Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Дж. жана Van Der Merwe, J. кээ бир органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлориддер менен чөйрөдө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу.антикоррозиялык. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Барелла С. жана башкалар. Fe-Al-Mn-C дуплекстүү эритмелеринин коррозия-кычкылдандыруучу касиеттери. Материалдар 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шурыгин, Д., Дуб, В., Косырев, К. & Баликоев, А. Газ жана мунай өндүрүү үчүн жаңы муундагы супер дуплекстүү болот. Левков, Л., Шурыгин, Д., Дуб, В., Косырев, К. & Баликоев, А. Газ жана мунай өндүрүү үчүн жаңы муундагы супер дуплекстүү болот.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Нефть жана газ өндүрүшүнүн жабдуулары үчүн супер дуплекстүү болоттун жаңы муундагы.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Газ жана мунай өндүрүү жабдуулары үчүн супер дуплекстүү болоттордун жаңы муундагы. E3S вебинар. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 2507 класстын ысык деформациялык жүрүм-турумун изилдөө. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 2507 класстын ысык деформациялык жүрүм-турумун изилдөө. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Түрү 2507 Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. 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. жана Utaisansuk, V. 2507 Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Металл.алма матер. транс. A 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. жана башкалар. Башкарылуучу муздак прокаттын церий менен модификацияланган супер-дуплекстүү SAF 2507 дат баспас болоттун микроструктурасына жана механикалык касиеттерине тийгизген таасири. алма матер. илим. долбоор. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. жана башкалар. Ысык-деформация-индукцияланган структурасы жана церий менен өзгөртүлгөн супер-дуплекстүү SAF 2507 дат баспас болоттон жасалган механикалык касиеттери. J. Алма матер. сактоочу танк. технология. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, Austenitic болоттун жогорку температурадагы кычкылдануу жүрүм-турумуна сейрек кездешүүчү элементтердин K. Effect. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, Austenitic болоттун жогорку температурадагы кычкылдануу жүрүм-турумуна сейрек кездешүүчү элементтердин K. Effect.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. жана Zheng K. сейрек кездешүүчү элементтердин жогорку температурадагы кычкылдануу астында austenitic болоттун жүрүм-турумуна тийгизген 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.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. жана Zheng K. сейрек кездешүүчү элементтердин жогорку температурадагы кычкылдануудагы аустениттик болоттордун жүрүм-турумуна тийгизген таасири.коррозия. илим. 164, 108359 (2020).