ຂໍ​ຂອບ​ໃຈ​ທ່ານ​ສໍາ​ລັບ​ການ​ຢ້ຽມ​ຢາມ Nature.com​. ທ່ານກໍາລັງໃຊ້ເວີຊັນຂອງຕົວທ່ອງເວັບທີ່ມີການສະຫນັບສະຫນູນ CSS ຈໍາກັດ. ເພື່ອປະສົບການທີ່ດີທີ່ສຸດ, ພວກເຮົາແນະນຳໃຫ້ທ່ານໃຊ້ບຣາວເຊີທີ່ອັບເດດແລ້ວ (ຫຼືປິດການນຳໃຊ້ໂໝດຄວາມເຂົ້າກັນໄດ້ໃນ Internet Explorer). ນອກຈາກນັ້ນ, ເພື່ອຮັບປະກັນການສະຫນັບສະຫນູນຢ່າງຕໍ່ເນື່ອງ, ພວກເຮົາສະແດງເວັບໄຊທ໌ທີ່ບໍ່ມີຮູບແບບແລະ JavaScript.
ສະແດງຮູບວົງມົນຂອງສາມສະໄລ້ພ້ອມກັນ. ໃຊ້ປຸ່ມກ່ອນໜ້າ ແລະປຸ່ມຕໍ່ໄປເພື່ອເລື່ອນຜ່ານສາມສະໄລ້ຕໍ່ຄັ້ງ, ຫຼືໃຊ້ປຸ່ມເລື່ອນຢູ່ທ້າຍເພື່ອເລື່ອນຜ່ານສາມສະໄລ້ຕໍ່ຄັ້ງ.
ສະແຕນເລດທີ່ຖືກນໍາໃຊ້ຢ່າງກວ້າງຂວາງແລະສະບັບ wrought ຂອງມັນແມ່ນທົນທານຕໍ່ການກັດກ່ອນໃນສະພາບແວດລ້ອມລ້ອມຮອບເນື່ອງຈາກຊັ້ນ passivation ປະກອບດ້ວຍ chromium oxide. ການກັດກ່ອນແລະການເຊາະເຈື່ອນຂອງເຫຼັກແມ່ນມັກຈະກ່ຽວຂ້ອງກັບການທໍາລາຍຂອງຊັ້ນເຫຼົ່ານີ້, ແຕ່ບໍ່ຄ່ອຍມີຮູບລັກສະນະຂອງ inhomogeneities ດ້ານ, ຂຶ້ນກັບລະດັບກ້ອງຈຸລະທັດ. ໃນການເຮັດວຽກນີ້, heterogeneity ດ້ານເຄມີ nanoscale, ກວດພົບໂດຍກ້ອງຈຸລະທັດ spectroscopic ແລະການວິເຄາະທາງເຄມີ, ບໍ່ຄາດຄິດ dominates ກະດູກຫັກແລະການກັດກ່ອນຂອງເຢັນ rolled cerium ສະແຕນເລດ super duplex 2507 (SDSS) ໃນໄລຍະການຜິດປົກກະຕິຮ້ອນຂອງມັນ. ເຖິງແມ່ນວ່າກ້ອງຈຸລະທັດ photoelectron X-ray ສະແດງໃຫ້ເຫັນການປົກຫຸ້ມຂອງຊັ້ນ Cr2O3 ທໍາມະຊາດທີ່ຂ້ອນຂ້າງເປັນເອກະພາບ, ການປະຕິບັດ passivation ຂອງ SDSS ມ້ວນເຢັນແມ່ນບໍ່ດີເນື່ອງຈາກການແຜ່ກະຈາຍທ້ອງຖິ່ນຂອງ Fe3+ nanoilands ອຸດົມສົມບູນໃນຊັ້ນ Fe / Cr oxide. ຄວາມຮູ້ຂະຫນາດປະລໍາມະນູນີ້ໃຫ້ຄວາມເຂົ້າໃຈຢ່າງເລິກເຊິ່ງກ່ຽວກັບການກັດກ່ອນຂອງສະແຕນເລດແລະຄາດວ່າຈະຊ່ວຍຕ້ານການກັດກ່ອນຂອງໂລຫະປະສົມສູງທີ່ຄ້າຍຄືກັນ.
ນັບຕັ້ງແຕ່ການປະດິດສະແຕນເລດ, ຄຸນສົມບັດຕ້ານການກັດກ່ອນຂອງ ferrochrome ໄດ້ຖືກກໍານົດວ່າເປັນ chromium, ເຊິ່ງປະກອບເປັນ oxides / oxyhydroxides ທີ່ເຂັ້ມແຂງແລະສະແດງໃຫ້ເຫັນພຶດຕິກໍາທີ່ passivating ໃນສະພາບແວດລ້ອມສ່ວນໃຫຍ່. ເມື່ອປຽບທຽບກັບສະແຕນເລດສະແຕນເລດແບບດັ້ງເດີມ (austenitic ແລະ ferritic) 1, 2, 3, super duplex stainless steels (SDSS) ມີການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ທີ່ດີກວ່າແລະຄຸນສົມບັດກົນຈັກທີ່ດີເລີດ. ຄວາມເຂັ້ມແຂງກົນຈັກເພີ່ມຂຶ້ນຊ່ວຍໃຫ້ມີການອອກແບບທີ່ເບົາກວ່າແລະຫນາແຫນ້ນ. ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, SDSS ແບບປະຫຍັດມີຄວາມຕ້ານທານສູງຕໍ່ການກັດກ່ອນຂອງ pitting ແລະ crevice, ສົ່ງຜົນໃຫ້ມີຊີວິດການບໍລິການທີ່ຍາວນານ, ດັ່ງນັ້ນຈຶ່ງຂະຫຍາຍການນໍາໃຊ້ການຄວບຄຸມມົນລະພິດ, ບັນຈຸສານເຄມີ, ແລະອຸດສາຫະກໍານ້ໍາມັນແລະອາຍແກັສ offshore4. ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ລະດັບແຄບຂອງອຸນຫະພູມການປິ່ນປົວຄວາມຮ້ອນແລະຮູບແບບທີ່ບໍ່ດີຂັດຂວາງການປະຕິບັດຢ່າງກວ້າງຂວາງຂອງພວກເຂົາ. ດັ່ງນັ້ນ, SDSS ໄດ້ຖືກດັດແກ້ເພື່ອປັບປຸງການປະຕິບັດຂ້າງເທິງ. ຕົວຢ່າງ, ການດັດແກ້ Ce ໄດ້ຖືກນໍາສະເຫນີໃນ SDSS 2507 (Ce-2507) ທີ່ມີທາດໄນໂຕຣເຈນສູງ 6,7,8. ອົງປະກອບຂອງແຜ່ນດິນໂລກທີ່ຫາຍາກ (Ce) ໃນຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນທີ່ເຫມາະສົມຂອງ 0.08 wt.% ມີຜົນກະທົບທີ່ເປັນປະໂຫຍດຕໍ່ຄຸນສົມບັດກົນຈັກຂອງ DSS, ເນື່ອງຈາກວ່າມັນປັບປຸງການຫລອມເມັດພືດແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຂອງເມັດພືດ. ການສວມໃສ່ແລະການຕໍ່ຕ້ານ corrosion, ຄວາມເຂັ້ມແຂງ tensile ແລະຄວາມເຂັ້ມແຂງຜົນຜະລິດ, ແລະຄວາມສາມາດໃນການເຮັດວຽກຮ້ອນຍັງໄດ້ຮັບການປັບປຸງ9. ໄນໂຕຣເຈນຈໍານວນຫຼວງຫຼາຍສາມາດທົດແທນເນື້ອໃນ nickel ທີ່ມີລາຄາແພງ, ເຮັດໃຫ້ SDSS ມີປະສິດທິພາບຫຼາຍກວ່າເກົ່າ10.
ບໍ່ດົນມານີ້, SDSS ໄດ້ຖືກປ່ຽນຮູບແບບພາດສະຕິກຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຕ່າງໆ (cryogenic, ເຢັນແລະຮ້ອນ) ເພື່ອບັນລຸຄຸນສົມບັດກົນຈັກທີ່ດີເລີດ6,7,8. ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ທີ່ດີເລີດຂອງ SDSS ເນື່ອງຈາກການມີຂອງຮູບເງົາ oxide ບາງໆຢູ່ດ້ານແມ່ນໄດ້ຮັບຜົນກະທົບຈາກປັດໃຈຈໍານວນຫຼາຍເຊັ່ນ: heterogeneity ປະກົດຂຶ້ນເນື່ອງຈາກມີໄລຍະ heterogeneous ກັບຂອບເຂດເມັດພືດທີ່ແຕກຕ່າງກັນ, precipitates ທີ່ບໍ່ຕ້ອງການແລະການຕອບສະຫນອງທີ່ແຕກຕ່າງກັນ. ການຜິດປົກກະຕິຂອງໄລຍະ austenitic ແລະ ferritic 7. ດັ່ງນັ້ນ, ການສຶກສາຄຸນສົມບັດຂອງໂດເມນກ້ອງຈຸລະທັດຂອງຮູບເງົາດັ່ງກ່າວລົງໄປໃນລະດັບຂອງໂຄງສ້າງເອເລັກໂຕຣນິກກາຍເປັນສິ່ງສໍາຄັນສໍາລັບການເຂົ້າໃຈ SDSS corrosion ແລະຮຽກຮ້ອງໃຫ້ມີເຕັກນິກການທົດລອງທີ່ສັບສົນ. ມາຮອດປະຈຸບັນ, ວິທີການທີ່ລະອຽດອ່ອນດ້ານພື້ນຜິວ ເຊັ່ນ: Auger electron spectroscopy11 ແລະ X-ray photoelectron spectroscopy12,13,14,15 ແລະ hard X-ray photoemission microscopy (HAX-PEEM)16 ໂດຍທົ່ວໄປແລ້ວບໍ່ສາມາດກວດພົບຄວາມແຕກຕ່າງທາງເຄມີໃນຊັ້ນພື້ນຜິວໄດ້. ສະຖານະທາງເຄມີຂອງອົງປະກອບດຽວກັນໃນສະຖານທີ່ທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງຊ່ອງ nanoscale. ການສຶກສາທີ່ຜ່ານມາຈໍານວນຫນຶ່ງໄດ້ພົວພັນກັບການຜຸພັງທ້ອງຖິ່ນຂອງ chromium ກັບພຶດຕິກໍາການກັດກ່ອນທີ່ສັງເກດເຫັນຂອງ austenitic stainless steels17, martensitic steels18 ແລະ SDSS19,20. ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ການສຶກສາເຫຼົ່ານີ້ສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນສຸມໃສ່ຜົນກະທົບຂອງ Cr heterogeneity (ຕົວຢ່າງ, Cr3+ oxidation state) ຕໍ່ການຕໍ່ຕ້ານ corrosion. ຄວາມເສີຍເມີຍທາງຂ້າງໃນສະຖານະຜຸພັງຂອງອົງປະກອບສາມາດເກີດຈາກທາດປະສົມທີ່ແຕກຕ່າງກັນທີ່ມີອົງປະກອບຂອງອົງປະກອບດຽວກັນ, ເຊັ່ນ: ທາດເຫຼັກ oxides. ທາດປະສົມເຫຼົ່ານີ້, ເຊິ່ງໄດ້ສືບທອດຂະຫນາດຂະຫນາດນ້ອຍເປັນຜົນມາຈາກການປິ່ນປົວ thermomechanical, ມີຄວາມໃກ້ຊິດກັບກັນແລະກັນ, ແຕ່ແຕກຕ່າງກັນໃນອົງປະກອບແລະການຜຸພັງຂອງລັດ16,21. ດັ່ງນັ້ນ, ເພື່ອກວດພົບການແຕກຂອງຮູບເງົາ oxide ແລະ pitting ຕໍ່ມາ, ມັນຈໍາເປັນຕ້ອງເຂົ້າໃຈຄວາມແຕກຕ່າງກັນຂອງພື້ນຜິວໃນລະດັບກ້ອງຈຸລະທັດ. ເຖິງວ່າຈະມີຄວາມຕ້ອງການເຫຼົ່ານີ້, ການຄາດຄະເນທາງດ້ານປະລິມານເຊັ່ນ: heterogeneity ຂ້າງຄຽງໃນການຜຸພັງ, ໂດຍສະເພາະສໍາລັບ Fe ໃນລະດັບ nano- ແລະປະລໍາມະນູ, ຍັງຂາດ, ແລະຄວາມກ່ຽວຂ້ອງຂອງມັນກັບການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ຍັງບໍ່ໄດ້ຮັບການຂຸດຄົ້ນ. ຈົນກ່ວາບໍ່ດົນມານີ້, ສະຖານະທາງເຄມີຂອງອົງປະກອບຕ່າງໆ, ເຊັ່ນ: Fe ແລະ Ca22, ໃນຕົວຢ່າງເຫຼັກແມ່ນມີລັກສະນະເປັນປະລິມານໂດຍນໍາໃຊ້ກ້ອງຈຸລະທັດ X-ray ອ່ອນຂອງ photoelectron microscopy (X-PEEM) ໃນສະຖານທີ່ຮັງສີ synchrotron nanoscale. ສົມທົບກັບ spectroscopy ການດູດຊຶມ X-ray ທີ່ລະອຽດອ່ອນທາງເຄມີ (XAS), X-PEEM ຊ່ວຍໃຫ້ການວັດແທກ XAS ທີ່ມີຄວາມລະອຽດທາງກວ້າງຂອງພື້ນແລະ spectral ສູງ, ສະຫນອງຂໍ້ມູນທາງເຄມີກ່ຽວກັບອົງປະກອບຂອງອົງປະກອບແລະສະຖານະທາງເຄມີຂອງພວກມັນດ້ວຍຄວາມລະອຽດທາງກວ້າງຂອງພື້ນທີ່ລົງເຖິງຂະຫນາດຊາວສາມ nanometer. . ການສັງເກດການ spectromicroscopic ຂອງການເລີ່ມຕົ້ນນີ້ສ້າງຄວາມສະດວກໃນການສັງເກດທາງເຄມີໃນທ້ອງຖິ່ນແລະສາມາດສະແດງໃຫ້ເຫັນການປ່ຽນແປງທາງເຄມີໃນຊ່ອງຂອງຊັ້ນທາດເຫຼັກທີ່ຍັງບໍ່ທັນໄດ້ສືບສວນກ່ອນຫນ້ານີ້.
ການສຶກສານີ້ຂະຫຍາຍຄວາມໄດ້ປຽບຂອງ PEEM ໃນການກວດສອບຄວາມແຕກຕ່າງທາງເຄມີໃນລະດັບ nanoscale ແລະນໍາສະເຫນີວິທີການວິເຄາະຫນ້າດິນໃນລະດັບປະລໍາມະນູທີ່ມີຄວາມເຂົ້າໃຈສໍາລັບການເຂົ້າໃຈພຶດຕິກໍາການກັດກ່ອນຂອງ Ce-2507. ມັນໃຊ້ວິທີການທາງເຄມີທີ່ເປັນກຸ່ມ K-means24 ເພື່ອສ້າງແຜນທີ່ຄວາມເປັນເອກະພາບທາງເຄມີທົ່ວໂລກ (hetero) ຂອງອົງປະກອບທີ່ກ່ຽວຂ້ອງ, ເຊິ່ງສະຖານະທາງເຄມີຂອງມັນຖືກສະແດງຢູ່ໃນຕົວແທນທາງສະຖິຕິ. ໃນທາງກົງກັນຂ້າມກັບການກັດກ່ອນໂດຍການທໍາລາຍຂອງຮູບເງົາ chromium oxide ໃນກໍລະນີແບບດັ້ງເດີມ, passivation ຫນ້ອຍແລະການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ຕ່ໍາໃນປະຈຸບັນແມ່ນມາຈາກທ້ອງຖິ່ນ Fe3+ ອຸດົມສົມບູນ nanoislands ຢູ່ໃກ້ກັບຊັ້ນ Fe / Cr oxide, ເຊິ່ງອາດຈະເປັນຄຸນສົມບັດປ້ອງກັນ. ອົກຊີຈະທໍາລາຍຮູບເງົາຈຸດໆ ແລະເຮັດໃຫ້ເກີດການກັດກ່ອນ.
ພຶດຕິກໍາ corrosive ຂອງ deformed SDSS 2507 ໄດ້ຖືກປະເມີນຄັ້ງທໍາອິດໂດຍໃຊ້ການວັດແທກ electrochemical. ໃນຮູບ. ຮູບທີ 1 ສະແດງໃຫ້ເຫັນເສັ້ນໂຄ້ງ Nyquist ແລະ Bode ສໍາລັບຕົວຢ່າງທີ່ເລືອກໃນການແກ້ໄຂອາຊິດ (pH = 1) ຂອງ FeCl3 ໃນອຸນຫະພູມຫ້ອງ. electrolyte ທີ່ເລືອກເຮັດຫນ້າທີ່ເປັນຕົວ oxidizing ທີ່ເຂັ້ມແຂງ, characterizing ແນວໂນ້ມຂອງຮູບເງົາ passivation ທີ່ຈະທໍາລາຍລົງ. ເຖິງແມ່ນວ່າວັດສະດຸບໍ່ໄດ້ຜ່ານການຂຸດຂຸມທີ່ຫມັ້ນຄົງຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຫ້ອງ, ການວິເຄາະໄດ້ໃຫ້ຄວາມເຂົ້າໃຈກ່ຽວກັບເຫດການຄວາມລົ້ມເຫຼວທີ່ເປັນໄປໄດ້ແລະການກັດກ່ອນຕໍ່ມາ. ວົງຈອນທີ່ທຽບເທົ່າ (ຮູບ 1d) ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອໃຫ້ເຫມາະກັບ electrochemical impedance spectroscopy (EIS) spectrum, ແລະຜົນໄດ້ຮັບທີ່ເຫມາະສົມທີ່ສອດຄ້ອງກັນແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນຕາຕະລາງ 1. semicircles ທີ່ບໍ່ສົມບູນປະກົດຢູ່ໃນຕົວຢ່າງການແກ້ໄຂແລະເຮັດວຽກຮ້ອນ, ໃນຂະນະທີ່ semicircles ບີບອັດຈະປາກົດຢູ່ໃນຄູ່ຮ່ວມງານມ້ວນເຢັນ.1). ໃນ EIS spectroscopy, ລັດສະໝີຂອງເຄິ່ງວົງມົນສາມາດຖືວ່າເປັນການຕໍ່ຕ້ານ polarization (Rp)25,26. Rp ຂອງ runway ທີ່ມີການແກ້ໄຂໃນຕາຕະລາງ 1 ແມ່ນປະມານ 135 kΩ cm-2, ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ມູນຄ່າຂອງ runway ແລ່ນຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນແມ່ນຕ່ໍາຫຼາຍ, 34.7 ແລະ 2.1 kΩ cm-2, ຕາມລໍາດັບ. ການຫຼຸດລົງຢ່າງຫຼວງຫຼາຍໃນ Rp ນີ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນຜົນກະທົບທີ່ເປັນອັນຕະລາຍຂອງການຜິດປົກກະຕິຂອງພາດສະຕິກຕໍ່ passivation ແລະການຕໍ່ຕ້ານ corrosion, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນບົດລາຍງານທີ່ຜ່ານມາ27,28,29,30.
a Nyquist, b, c Bode impedance ແລະແຜນວາດໄລຍະ, ແລະ d ທີ່ສອດຄ້ອງກັນແບບຈໍາລອງວົງຈອນທຽບເທົ່າ, ບ່ອນທີ່ RS ແມ່ນການຕໍ່ຕ້ານ electrolyte, Rp ແມ່ນການຕໍ່ຕ້ານ polarization, ແລະ QCPE ແມ່ນການຜຸພັງຂອງອົງປະກອບໄລຍະຄົງທີ່ທີ່ໃຊ້ໃນການສ້າງແບບຈໍາລອງຂອງ capacitance ທີ່ບໍ່ເຫມາະສົມ (n). ການວັດແທກ EIS ແມ່ນເຮັດຢູ່ໃນທ່າແຮງຂອງວົງຈອນເປີດ.
ຄົງທີ່ພ້ອມໆກັນແມ່ນສະແດງຢູ່ໃນດິນຕອນ Bode, ມີພູພຽງຢູ່ໃນລະດັບຄວາມຖີ່ສູງເປັນຕົວແທນຂອງຄວາມຕ້ານທານ electrolyte RS26. ເມື່ອຄວາມຖີ່ຫຼຸດລົງ, impedance ເພີ່ມຂຶ້ນແລະມຸມໄລຍະທາງລົບແມ່ນພົບເຫັນ, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງຄວາມເດັ່ນຊັດຂອງ capacitance. ມຸມໄລຍະເພີ່ມຂຶ້ນ, ຮັກສາສູງສຸດໃນໄລຍະຄວາມຖີ່ທີ່ຂ້ອນຂ້າງກວ້າງ, ແລະຫຼັງຈາກນັ້ນຫຼຸດລົງ (ຮູບ 1c). ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ໃນທັງສາມກໍລະນີ, ສູງສຸດນີ້ແມ່ນຫນ້ອຍກວ່າ 90 °, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນພຶດຕິກໍາ capacitive ທີ່ບໍ່ເຫມາະສົມເນື່ອງຈາກການກະຈາຍຂອງ capacitive. ດັ່ງນັ້ນ, ອົງປະກອບໄລຍະຄົງທີ່ຂອງ QCPE (CPE) ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອເປັນຕົວແທນການແຜ່ກະຈາຍຄວາມອາດສາມາດຂອງ interfacial ທີ່ເກີດຂຶ້ນຈາກ roughness ດ້ານຫຼື inhomogeneity, ໂດຍສະເພາະໃນລະດັບປະລໍາມະນູ, ເລຂາຄະນິດ fractal, porosity electrode, ທ່າແຮງທີ່ບໍ່ເປັນເອກະພາບ, ແລະເລຂາຄະນິດທີ່ມີຮູບຮ່າງຂອງ electrodes31,32. CPE impedance:
ບ່ອນທີ່ j ເປັນຕົວເລກຈິນຕະນາການ ແລະ ω ແມ່ນຄວາມຖີ່ຂອງມຸມ. QCPE ແມ່ນຄວາມຖີ່ເອກະລາດຄົງທີ່ແມ່ນອັດຕາສ່ວນກັບພື້ນທີ່ເປີດທີ່ມີປະສິດທິພາບຂອງ electrolyte. n ແມ່ນຕົວເລກພະລັງງານທີ່ບໍ່ມີມິຕິທີ່ອະທິບາຍເຖິງການບ່ຽງເບນຂອງຕົວເກັບປະຈຸຈາກຄວາມຈຸທີ່ເໝາະສົມ, ເຊັ່ນວ່າ n ໃກ້ກວ່າແມ່ນເປັນ 1, CPE ໃກ້ກັບຕົວເກັບປະຈຸຢ່າງບໍລິສຸດ, ໃນຂະນະທີ່ຖ້າ n ຢູ່ໃກ້ກັບສູນ, ມັນຈະປະກົດວ່າມີຄວາມຕ້ານທານ. deviations ຂະຫນາດນ້ອຍຂອງ n, ໃກ້ກັບ 1, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນພຶດຕິກໍາ capacitive ທີ່ບໍ່ແມ່ນທີ່ເຫມາະສົມຂອງຫນ້າດິນຫຼັງຈາກການທົດສອບ polarization. QCPE ຂອງ SDSS ມ້ວນເຢັນແມ່ນສູງກ່ວາຄູ່ຮ່ວມງານຂອງຕົນຢ່າງຫຼວງຫຼາຍ, ຊຶ່ງຫມາຍຄວາມວ່າຄຸນນະພາບຂອງຫນ້າດິນແມ່ນມີຄວາມເປັນເອກະພາບຫນ້ອຍ.
ສອດຄ່ອງກັບຄຸນສົມບັດການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ສ່ວນໃຫຍ່ຂອງສະແຕນເລດ, ເນື້ອໃນ Cr ຂ້ອນຂ້າງສູງຂອງ SDSS ໂດຍທົ່ວໄປເຮັດໃຫ້ການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ທີ່ດີເລີດຂອງ SDSS ເນື່ອງຈາກມີຂອງຮູບເງົາ oxide ປ້ອງກັນ passivating ເທິງພື້ນຜິວ17. ຮູບເງົາແບບ passivating ດັ່ງກ່າວປົກກະຕິແລ້ວແມ່ນອຸດົມສົມບູນໃນ Cr3+ oxides ແລະ/ຫຼື hydroxides, ສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນປະສົມປະສານກັບ Fe2+, Fe3+ oxides ແລະ/ຫຼື (oxy) hydroxides33. ເຖິງວ່າຈະມີຄວາມເປັນເອກະພາບຂອງພື້ນຜິວດຽວກັນ, ຊັ້ນ oxide passivating, ແລະບໍ່ມີການສັງເກດການຮອຍແຕກຂອງຫນ້າດິນຕາມການວັດແທກກ້ອງຈຸລະທັດ 6,7, ພຶດຕິກໍາການກັດກ່ອນຂອງ SDSS ທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນແມ່ນແຕກຕ່າງກັນ, ດັ່ງນັ້ນການສຶກສາໃນຄວາມເລິກຂອງລັກສະນະຈຸລະພາກແມ່ນມີຄວາມຈໍາເປັນສໍາລັບການຜິດປົກກະຕິເຫຼັກ.
ໂຄງສ້າງຈຸລະພາກຂອງເຫລັກສະແຕນເລດທີ່ຜິດປົກກະຕິໄດ້ຖືກສຶກສາໃນປະລິມານໂດຍນໍາໃຊ້ລະບົບ X-rays ພະລັງງານສູງພາຍໃນ ແລະ synchrotron (ຮູບເສີມ 1, 2). ການວິເຄາະລາຍລະອຽດແມ່ນໃຫ້ຢູ່ໃນຂໍ້ມູນເສີມ. ເຖິງແມ່ນວ່າມີຄວາມເປັນເອກະສັນກັນທົ່ວໄປກ່ຽວກັບປະເພດຂອງໄລຍະທີ່ສໍາຄັນ, ຄວາມແຕກຕ່າງຂອງສ່ວນແບ່ງໄລຍະຫຼາຍໄດ້ພົບເຫັນ, ເຊິ່ງໄດ້ລະບຸໄວ້ໃນຕາຕະລາງເສີມ 1. ຄວາມແຕກຕ່າງເຫຼົ່ານີ້ອາດຈະເປັນຍ້ອນຊິ້ນສ່ວນຂອງໄລຍະທີ່ບໍ່ມີຕົວຕົນຢູ່ດ້ານແລະໃນປະລິມານ, ເຊິ່ງໄດ້ຮັບຜົນກະທົບຈາກຄວາມເລິກຂອງການກວດສອບ X-ray diffraction (XRD) ທີ່ແຕກຕ່າງກັນ. ) ກັບແຫຼ່ງພະລັງງານທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງ photons34. ອັດຕາສ່ວນ austenite ຂ້ອນຂ້າງສູງໃນຕົວຢ່າງມ້ວນເຢັນທີ່ກໍານົດໂດຍ XRD ຈາກແຫຼ່ງຫ້ອງທົດລອງຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງ passivation ທີ່ດີກວ່າແລະຫຼັງຈາກນັ້ນຄວາມຕ້ານທານ corrosion ດີກວ່າ 35, ໃນຂະນະທີ່ຜົນໄດ້ຮັບທີ່ຖືກຕ້ອງແລະສະຖິຕິຫຼາຍຊີ້ໃຫ້ເຫັນແນວໂນ້ມກົງກັນຂ້າມໃນສ່ວນສ່ວນຫນຶ່ງຂອງໄລຍະ. ນອກຈາກນັ້ນ, ຄວາມຕ້ານທານການກັດກ່ອນຂອງເຫລໍກຍັງຂຶ້ນກັບລະດັບຂອງການປັບປຸງເມັດພືດ, ການຫຼຸດຜ່ອນຂະຫນາດຂອງເມັດພືດ, ການເພີ່ມຂື້ນຂອງ microdeformations ແລະຄວາມຫນາແຫນ້ນຂອງ dislocation ທີ່ເກີດຂື້ນໃນລະຫວ່າງການປິ່ນປົວ thermomechanical36,37,38. ຕົວຢ່າງທີ່ເຮັດດ້ວຍຄວາມຮ້ອນໄດ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນລັກສະນະເມັດພືດຫຼາຍກວ່າ, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງເມັດພືດທີ່ມີຂະຫນາດໄມໂຄຣນ, ໃນຂະນະທີ່ວົງມົນທີ່ສັງເກດເຫັນຢູ່ໃນຕົວຢ່າງມ້ວນເຢັນ (ຕື່ມຮູບ 3) ແມ່ນຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການປັບປຸງເມັດພືດທີ່ສໍາຄັນເພື່ອຂະຫນາດ nanosize ໃນວຽກງານທີ່ຜ່ານມາ. ອັນນີ້ຄວນເອື້ອອໍານວຍໃຫ້ຮູບເງົາຕົວຕັ້ງຕົວຕີ. ການສ້າງແລະການເພີ່ມຂື້ນຂອງການຕໍ່ຕ້ານ corrosion. ຄວາມຫນາແຫນ້ນຂອງ dislocation ສູງຂຶ້ນປົກກະຕິແລ້ວແມ່ນກ່ຽວຂ້ອງກັບຄວາມຕ້ານທານຕ່ໍາຕໍ່ກັບ pitting, ເຊິ່ງຕົກລົງເຫັນດີກັບການວັດແທກ electrochemical.
ການປ່ຽນແປງສະຖານະທາງເຄມີຂອງ microdomains ຂອງອົງປະກອບຕົ້ນຕໍໄດ້ຖືກສຶກສາຢ່າງເປັນລະບົບໂດຍໃຊ້ X-PEEM. ເຖິງແມ່ນວ່າມີອົງປະກອບຂອງໂລຫະປະສົມຫຼາຍ, Cr, Fe, Ni ແລະ Ce39 ຖືກເລືອກຢູ່ທີ່ນີ້, ເນື່ອງຈາກວ່າ Cr ເປັນອົງປະກອບທີ່ສໍາຄັນສໍາລັບການປະກອບຮູບເງົາຕົວຕັ້ງຕົວຕີ, Fe ເປັນອົງປະກອບຕົ້ນຕໍສໍາລັບເຫຼັກກ້າ, ແລະ Ni ເສີມສ້າງ passivation ແລະການດຸ່ນດ່ຽງໄລຍະ ferrite-austenitic. ໂຄງສ້າງແລະການດັດແກ້ແມ່ນຈຸດປະສົງຂອງ Ce. ໂດຍການປັບພະລັງງານຂອງສາຍ synchrotron, XAS ໄດ້ຈັບລັກສະນະຕົ້ນຕໍຂອງ Cr (L2.3 edge), Fe (L2.3 edge), Ni (L2.3 edge), ແລະ Ce (M4.5 edge) ຈາກດ້ານ. -2507 SDSS. ການວິເຄາະຂໍ້ມູນທີ່ເຫມາະສົມໄດ້ຖືກປະຕິບັດໂດຍການລວມເອົາການກໍານົດພະລັງງານກັບຂໍ້ມູນທີ່ເຜີຍແຜ່ (e. g. XAS on Fe L2, 3 ribs40,41).
ໃນຮູບ. ຮູບທີ 2 ສະແດງໃຫ້ເຫັນຮູບພາບ X-PEEM ຂອງເຄື່ອງເຮັດຄວາມຮ້ອນ (ຮູບ 2a) ແລະມ້ວນເຢັນ (ຮູບ 2d) Ce-2507 SDSS ແລະຂອບ XAS Cr ແລະ Fe L2,3 ທີ່ສອດຄ້ອງກັນຢູ່ໃນຕໍາແຫນ່ງທີ່ມີເຄື່ອງຫມາຍສ່ວນບຸກຄົນ. ຂອບ L2,3 XAS ສຳຫຼວດລັດ 3d ທີ່ບໍ່ຖືກຄອບຄອງຂອງອິເລັກຕອນຫຼັງຈາກ photoexcitation ຢູ່ທີ່ 2p3/2 (L3 edge) ແລະ 2p1/2 (L2 edge) ວົງໂຄຈອນ spin-orbit. ຂໍ້ມູນກ່ຽວກັບສະຖານະ valence ຂອງ Cr ແມ່ນໄດ້ມາຈາກການວິເຄາະ X-ray diffraction ຂອງຂອບ L2,3 ໃນຮູບ 2b,d. ການປຽບທຽບການເຊື່ອມຕໍ່. 42, 43 ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າສີ່ຈຸດສູງສຸດ A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV), ແລະ D (582.2 eV) ຖືກສັງເກດເຫັນຢູ່ໃກ້ກັບຂອບ L3, ສະທ້ອນໃຫ້ເຫັນ octahedral Cr3+ ions, ທີ່ສອດຄ້ອງກັນ Cr2O3. ຂອບເຂດຂອງການທົດລອງແມ່ນຕົກລົງກັນກັບການຄິດໄລ່ທາງທິດສະດີ, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນແຜງ b ແລະ e, ທີ່ໄດ້ມາຈາກການຄໍານວນຫຼາຍຊ່ອງໄປເຊຍກັນຢູ່ໃນການໂຕ້ຕອບ Cr L2.3 ໂດຍໃຊ້ພາກສະຫນາມໄປເຊຍກັນຂອງ 2.0 eV44. ທັງສອງດ້ານຂອງ SDSS ທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນແມ່ນເຄືອບດ້ວຍຊັ້ນທີ່ຂ້ອນຂ້າງເປັນເອກະພາບຂອງ Cr2O3.
a ຮູບພາບຄວາມຮ້ອນຂອງ SDSS ທີ່ມີຮູບແບບຮ້ອນ X-PEEM ທີ່ສອດຄ້ອງກັບ edge b Cr L2.3 ແລະ edge c Fe L2.3, d ຮູບພາບຄວາມຮ້ອນ X-PEEM ຂອງ SDSS ມ້ວນເຢັນທີ່ສອດຄ້ອງກັບຂອບ e Cr L2.3 ແລະ f Fe L2.3 ຂອງຂ້າງ (e). XAS spectra ວາງແຜນຢູ່ໃນຕໍາແຫນ່ງທາງກວ້າງຂອງພື້ນຕ່າງໆທີ່ຖືກຫມາຍໃສ່ໃນຮູບພາບຄວາມຮ້ອນ (a, d) ໂດຍເສັ້ນຈຸດສີສົ້ມໃນ (b) ແລະ (e) ເປັນຕົວແທນຈໍາລອງ XAS spectra ຂອງ Cr3+ ທີ່ມີຄ່າພາກສະຫນາມໄປເຊຍກັນຂອງ 2.0 eV. ສໍາລັບຮູບພາບ X-PEEM, palette ຄວາມຮ້ອນຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອປັບປຸງການອ່ານຮູບພາບ, ບ່ອນທີ່ສີຈາກສີຟ້າຫາສີແດງແມ່ນອັດຕາສ່ວນກັບຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງການດູດຊຶມ X-ray (ຈາກຕ່ໍາຫາສູງ).
ໂດຍບໍ່ຄໍານຶງເຖິງສະພາບແວດລ້ອມທາງເຄມີຂອງອົງປະກອບໂລຫະເຫຼົ່ານີ້, ສະຖານະທາງເຄມີຂອງການເພີ່ມເຕີມຂອງອົງປະກອບໂລຫະປະສົມ Ni ແລະ Ce ສໍາລັບທັງສອງຕົວຢ່າງຍັງຄົງຄືກັນ. ຮູບແຕ້ມເພີ່ມເຕີມ. ໃນຮູບ. 5-9 ສະແດງຮູບພາບ X-PEEM ແລະ XAS spectra ທີ່ສອດຄ້ອງກັນສໍາລັບ Ni ແລະ Ce ໃນຕໍາແຫນ່ງຕ່າງໆໃນຫນ້າດິນຂອງຕົວຢ່າງທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນ. Ni XAS ສະ​ແດງ​ໃຫ້​ເຫັນ​ສະ​ພາບ​ການ​ອອກ​ຊິ​ເຈນ​ຂອງ Ni2+ ເທິງ​ຫນ້າ​ດິນ​ການ​ວັດ​ແທກ​ທັງ​ຫມົດ​ຂອງ​ຕົວ​ຢ່າງ​ທີ່​ເຮັດ​ວຽກ​ຮ້ອນ​ແລະ​ມ້ວນ​ເຢັນ (ການ​ສົນ​ທະ​ນາ​ເສີມ​)​. ມັນເປັນທີ່ສັງເກດວ່າໃນກໍລະນີຂອງຕົວຢ່າງທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນ, ສັນຍານ XAS ຂອງ Ce ບໍ່ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນ, ໃນຂະນະທີ່ spectrum ຂອງ Ce3+ ຂອງຕົວຢ່າງມ້ວນເຢັນແມ່ນສັງເກດເຫັນຢູ່ໃນຈຸດຫນຶ່ງ. ການສັງເກດຈຸດ Ce ໃນຕົວຢ່າງມ້ວນເຢັນໄດ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າ Ce ສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນຢູ່ໃນຮູບແບບຂອງ precipitates.
ໃນ SDSS ທີ່ມີການຜິດປົກກະຕິຄວາມຮ້ອນ, ບໍ່ມີການປ່ຽນແປງໂຄງສ້າງທ້ອງຖິ່ນໃນ XAS ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນຢູ່ທີ່ຂອບ Fe L2.3 (ຮູບ 2c). ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ. 2f, Fe matrix microscopically ປ່ຽນສະຖານະທາງເຄມີຂອງມັນຢູ່ທີ່ເຈັດຈຸດທີ່ເລືອກແບບສຸ່ມໃນ SDSS ມ້ວນເຢັນ. ນອກຈາກນັ້ນ, ເພື່ອໃຫ້ໄດ້ຮັບຄວາມຄິດທີ່ຖືກຕ້ອງກ່ຽວກັບການປ່ຽນແປງຂອງສະຖານະຂອງ Fe ໃນສະຖານທີ່ທີ່ເລືອກໃນຮູບ 2f, ການສຶກສາພື້ນຜິວທ້ອງຖິ່ນໄດ້ຖືກປະຕິບັດ (ຮູບ 3 ແລະເພີ່ມເຕີມ Fig. 10) ເຊິ່ງເຂດວົງກົມຂະຫນາດນ້ອຍກວ່າໄດ້ຖືກເລືອກ. XAS spectra ຂອງ Fe L2,3 ຂອບຂອງລະບົບ α-Fe2O3 ແລະ Fe2+ octahedral oxides ໄດ້ຖືກສ້າງແບບຈໍາລອງໂດຍໃຊ້ການຄໍານວນພາກສະຫນາມໄປເຊຍກັນແບບ multiplet ໂດຍໃຊ້ພື້ນທີ່ໄປເຊຍກັນຂອງ 1.0 (Fe2+) ແລະ 1.0 (Fe3+)44. ພວກເຮົາສັງເກດວ່າ α-Fe2O3 ແລະ γ-Fe2O3 ມີ symmetries ທ້ອງຖິ່ນທີ່ແຕກຕ່າງກັນ45,46, Fe3O4 ມີການປະສົມປະສານຂອງທັງ Fe2+ & Fe3+,47, ແລະ FeO45 ເປັນ Fe2+ oxide divalent ຢ່າງເປັນທາງການ (3d6). ພວກເຮົາສັງເກດວ່າ α-Fe2O3 ແລະ γ-Fe2O3 ມີ symmetries ທ້ອງຖິ່ນທີ່ແຕກຕ່າງກັນ45,46, Fe3O4 ມີການປະສົມປະສານຂອງທັງສອງ Fe2+ & Fe3+,47, ແລະ FeO45 ເປັນ Fe2+ oxide divalent ຢ່າງເປັນທາງການ (3d6).ໃຫ້ສັງເກດວ່າ α-Fe2O3 ແລະ γ-Fe2O3 ມີ symmetries ທ້ອງຖິ່ນທີ່ແຕກຕ່າງກັນ45,46, Fe3O4 ສົມທົບທັງ Fe2+ ແລະ Fe3+,47 ແລະ FeO45 ໃນຮູບແບບຂອງ oxide divalent ຢ່າງເປັນທາງການ Fe2+ (3d6).ໃຫ້ສັງເກດວ່າ α-Fe2O3 ແລະ γ-Fe2O3 ມີ symmetries ທ້ອງຖິ່ນທີ່ແຕກຕ່າງກັນ45,46, Fe3O4 ມີການປະສົມຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+,47 ແລະ FeO45 ເຮັດຫນ້າທີ່ເປັນ divalent Fe2+ oxide (3d6). ທັງຫມົດ Fe3+ ions ໃນ α-Fe2O3 ມີພຽງແຕ່ຕໍາແຫນ່ງ Oh, ໃນຂະນະທີ່ γ-Fe2O3 ປົກກະຕິແລ້ວສະແດງອອກເປັນ Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel ກັບ vacancy ໃນ eg ຕໍາແຫນ່ງ. ດັ່ງນັ້ນ, Fe3+ ions ໃນ γ-Fe2O3 ມີທັງຕໍາແຫນ່ງ Td ແລະ Oh. ດັ່ງທີ່ໄດ້ກ່າວມາໃນການເຮັດວຽກທີ່ຜ່ານມາ, ເຖິງແມ່ນວ່າອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງທັງສອງຈະແຕກຕ່າງກັນ, ອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງພວກມັນ eg / t2g ແມ່ນ ≈1, ໃນຂະນະທີ່ໃນກໍລະນີນີ້ອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມງວດທີ່ສັງເກດເຫັນ eg / t2g ແມ່ນປະມານ 1. ນີ້ກົດລະບຽບອອກຄວາມເປັນໄປໄດ້ຂອງພຽງແຕ່ Fe3+ ໃນກໍລະນີນີ້. ພິຈາລະນາກໍລະນີຂອງ Fe3O4 ກັບການປະສົມຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+, ມັນເປັນທີ່ຮູ້ຈັກວ່າຄຸນສົມບັດທໍາອິດທີ່ອ່ອນແອ (ເຂັ້ມແຂງ) ໃນຂອບ L3 ຂອງ Fe ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການບໍ່ຢູ່ອາໄສຂະຫນາດນ້ອຍກວ່າ (ຫຼາຍ) ໃນສະຖານະ t2g. ນີ້ໃຊ້ກັບ Fe2+ (Fe3+), ເຊິ່ງຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການເພີ່ມຂຶ້ນຂອງສັນຍານທໍາອິດທີ່ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງການເພີ່ມຂຶ້ນຂອງເນື້ອໃນຂອງ Fe2+47. ຜົນໄດ້ຮັບເຫຼົ່ານີ້ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າ Fe2+ ແລະ γ-Fe2O3, α-Fe2O3 ແລະ/ຫຼື Fe3O4 ເດັ່ນໃນດ້ານມ້ວນເຢັນຂອງອົງປະກອບ.
ຮູບພາບຄວາມຮ້ອນຂອງ electroemission ຂະຫຍາຍໃຫຍ່ຂື້ນຂອງ (a, c) ແລະ (b, d) XAS spectra ໃນທົ່ວຂອບ Fe L2,3 ຢູ່ຕຳແໜ່ງທາງກວ້າງຂອງພື້ນຕ່າງໆພາຍໃນເຂດທີ່ເລືອກ 2 ແລະ E ໃນຮູບ. 2 ງ.
ຂໍ້ມູນການທົດລອງທີ່ໄດ້ຮັບ (ຮູບທີ 4a ແລະຮູບພາບເສີມ 11) ໄດ້ຖືກວາງແຜນ ແລະປຽບທຽບກັບທາດປະສົມບໍລິສຸດ 40, 41, 48. ໂດຍພື້ນຖານແລ້ວ, 3 ປະເພດທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງການສັງເກດການທົດລອງ Fe L-edge XAS spectra (XAS-1, XAS-2 ແລະ XAS-3: Fig. 4a) ໄດ້ສັງເກດເຫັນສະຖານທີ່ແຕກຕ່າງກັນ. ໂດຍສະເພາະ, spectrum ທີ່ຄ້າຍຄືກັນກັບ 2-a (ໝາຍເຖິງ XAS-1) ໃນຮູບ 3b ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນໃນທົ່ວພາກພື້ນທີ່ມີຄວາມສົນໃຈ, ຕາມດ້ວຍ 2-b spectrum (ຕິດປ້າຍຊື່ XAS-2), ໃນຂະນະທີ່ spectrum ທີ່ຄ້າຍຄືກັນກັບ E-3 ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນໃນຮູບ. 3d (ເອີ້ນວ່າ XAS-3) ໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນໃນສະຖານທີ່ທ້ອງຖິ່ນບາງຢ່າງ. ປົກກະຕິແລ້ວ, ສີ່ຕົວກໍານົດການຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອກໍານົດລັດ valence ທີ່ມີຢູ່ໃນຕົວຢ່າງ probe: (1) ລັກສະນະ L3 ແລະ L2 spectral, (2) ຕໍາແຫນ່ງພະລັງງານຂອງລັກສະນະ L3 ແລະ L2, (3) ຄວາມແຕກຕ່າງພະລັງງານ L3-L2, (4) ອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂອງ L2 / L3. ອີງຕາມການສັງເກດເຫັນທາງສາຍຕາ (ຮູບ 4a), ທັງສາມອົງປະກອບ Fe, ຄື Fe0, Fe2+ ແລະ Fe3+, ມີຢູ່ໃນຫນ້າດິນຂອງ SDSS ທີ່ສຶກສາ. ອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂຸ້ນທີ່ຄິດໄລ່ໄດ້ L2/L3 ຍັງຊີ້ບອກເຖິງການມີທັງສາມອົງປະກອບ.
ຂໍ້ມູນການທົດລອງສາມຢ່າງທີ່ສັງເກດເຫັນທີ່ແຕກຕ່າງກັນ (ເສັ້ນແຂງ XAS-1, XAS-2 ແລະ XAS-3 ກົງກັບ 2-a, 2-b ແລະ E-3 ໃນຮູບ 2 ແລະຮູບ 3) ເມື່ອປຽບທຽບກັບ XAS ປຽບທຽບ spectra, octahedrons Fe2+, Fe3+, crystal field values. 0eofV, respectively. b–d ຂໍ້ມູນການທົດລອງທີ່ວັດແທກໄດ້ (XAS-1, XAS-2, XAS-3) ແລະຂໍ້ມູນ LCF ທີ່ດີທີ່ສຸດທີ່ສອດຄ້ອງກັນ (ເສັ້ນສີດໍາແຂງ), ແລະການປຽບທຽບ XAS-3 spectra ກັບ Fe3O4 (ສະຖານະປະສົມຂອງ Fe) ແລະ Fe2O3 (ບໍລິສຸດ Fe3+).
ການປະສົມເສັ້ນ (LCF) ເຫມາະຂອງສາມມາດຕະຖານ 40,41,48 ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອປະເມີນອົງປະກອບຂອງທາດເຫຼັກ oxide. LCF ໄດ້ຖືກປະຕິບັດສໍາລັບສາມ Fe L-edge XAS spectra ທີ່ເລືອກສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມຄົມຊັດສູງສຸດ, ຄື XAS-1, XAS-2 ແລະ XAS-3, ດັ່ງທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ 4b-d. ສໍາລັບອຸປະກອນເສີມ LCF, 10% Fe0 ໄດ້ຖືກພິຈາລະນາໃນທຸກກໍລະນີເນື່ອງຈາກຊັ້ນຂະຫນາດນ້ອຍທີ່ພວກເຮົາສັງເກດເຫັນໃນຂໍ້ມູນທັງຫມົດແລະຄວາມຈິງທີ່ວ່າໂລຫະ ferrous ເປັນອົງປະກອບຕົ້ນຕໍຂອງເຫຼັກກ້າ. ແທ້ຈິງແລ້ວ, ຄວາມເລິກ probation ຂອງ X-PEEM ສໍາລັບ Fe (~ 6 nm) 49 ແມ່ນໃຫຍ່ກວ່າຄວາມຫນາຂອງຊັ້ນຜຸພັງທີ່ຄາດຄະເນ (ເລັກນ້ອຍ > 4 nm), ອະນຸຍາດໃຫ້ກວດພົບສັນຍານຈາກ matrix ທາດເຫຼັກ (Fe0) ພາຍໃຕ້ຊັ້ນ passivation. ແທ້ຈິງແລ້ວ, ຄວາມເລິກ probation ຂອງ X-PEEM ສໍາລັບ Fe (~ 6 nm) 49 ແມ່ນໃຫຍ່ກວ່າຄວາມຫນາຂອງຊັ້ນຜຸພັງທີ່ຄາດຄະເນ (ເລັກນ້ອຍ > 4 nm), ອະນຸຍາດໃຫ້ກວດພົບສັນຍານຈາກ matrix ທາດເຫຼັກ (Fe0) ພາຍໃຕ້ຊັ້ນ passivation. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя 4я никина слоя 4яки что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. ແທ້ຈິງແລ້ວ, ຄວາມເລິກຂອງ probe X-PEEM ສໍາລັບ Fe (~ 6 nm) 49 ແມ່ນຫຼາຍກ່ວາຄວາມຫນາຂອງຊັ້ນຜຸພັງ (> 4 nm ເລັກນ້ອຍ), ເຊິ່ງເຮັດໃຫ້ມັນເປັນໄປໄດ້ທີ່ຈະກວດພົບສັນຍານຈາກທາດເຫຼັກ (Fe0) ພາຍໃຕ້ຊັ້ນ passivation.ໃນຄວາມເປັນຈິງ, X-PEEM ກວດພົບ Fe (~ 6 nm) 49 ເລິກກວ່າຄວາມຫນາທີ່ຄາດໄວ້ຂອງຊັ້ນ oxide (ພຽງແຕ່ຫຼາຍກວ່າ 4 nm), ອະນຸຍາດໃຫ້ກວດພົບສັນຍານຈາກ matrix ທາດເຫຼັກ (Fe0) ຂ້າງລຸ່ມນີ້ຊັ້ນ passivation. ການປະສົມຕ່າງໆຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ໄດ້ຖືກປະຕິບັດເພື່ອຊອກຫາວິທີແກ້ໄຂທີ່ດີທີ່ສຸດທີ່ເປັນໄປໄດ້ສໍາລັບຂໍ້ມູນການທົດລອງທີ່ສັງເກດເຫັນ. ໃນຮູບ. ຮູບ 4b ສະແດງໃຫ້ເຫັນການລວມກັນຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ໃນ XAS-1 spectrum, ບ່ອນທີ່ອັດຕາສ່ວນຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ແມ່ນໃກ້ຊິດ, ປະມານ 45%, ເຊິ່ງຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງສະຖານະຜຸພັງປະສົມຂອງ Fe. ໃນຂະນະທີ່ສໍາລັບ XAS-2 spectrum, ອັດຕາສ່ວນຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ກາຍເປັນ ~ 30% ແລະ 60%, ຕາມລໍາດັບ. ເນື້ອໃນຂອງ Fe2+ ແມ່ນຕໍ່າກວ່າ Fe3+. ອັດຕາສ່ວນ Fe2+ ກັບ Fe3 ຂອງ 1:2 ຫມາຍຄວາມວ່າ Fe3O4 ສາມາດຖືກສ້າງຕັ້ງຂຶ້ນໃນອັດຕາສ່ວນດຽວກັນຂອງ Fe ions. ນອກຈາກນັ້ນ, ສໍາລັບ XAS-3 spectrum, ເປີເຊັນຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ໄດ້ປ່ຽນເປັນ ~10% ແລະ 80%, ສະແດງເຖິງການປ່ຽນທີ່ສູງຂຶ້ນຂອງ Fe2+ ເປັນ Fe3+. ດັ່ງທີ່ໄດ້ກ່າວມາຂ້າງເທິງ, Fe3+ ສາມາດມາຈາກ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ຫຼື Fe3O4. ເພື່ອເຂົ້າໃຈແຫຼ່ງທີ່ເປັນໄປໄດ້ທີ່ສຸດຂອງ Fe3+, XAS-3 spectra ໄດ້ຖືກວາງແຜນພ້ອມກັບມາດຕະຖານ Fe3+ ຕ່າງໆໃນຮູບ 4e ສະແດງໃຫ້ເຫັນຄວາມຄ້າຍຄືກັນກັບທັງສອງມາດຕະຖານເມື່ອ Peak B ຖືກພິຈາລະນາ. ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ຄວາມເຂັ້ມຂອງບ່າ (A: ຈາກ Fe2+) ແລະອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນ B / A ຊີ້ໃຫ້ເຫັນວ່າ spectrum ຂອງ XAS-3 ແມ່ນຢູ່ໃກ້ກັບແຕ່ບໍ່ຄືກັນກັບຂອງ γ-Fe2O3. ເມື່ອປຽບທຽບກັບ γ-Fe2O3 ສ່ວນໃຫຍ່, ຄວາມເຂັ້ມຂອງ Fe 2p XAS ຂອງຈຸດສູງສຸດ A SDSS ແມ່ນສູງກວ່າເລັກນ້ອຍ (ຮູບ 4e), ເຊິ່ງຊີ້ໃຫ້ເຫັນຄວາມເຂັ້ມ Fe2+ ສູງກວ່າ. ເຖິງແມ່ນວ່າ spectrum ຂອງ XAS-3 ແມ່ນຄ້າຍຄືກັນກັບ γ-Fe2O3, ບ່ອນທີ່ Fe3+ ມີຢູ່ໃນທັງສອງຕໍາແຫນ່ງ Oh ແລະ Td, ການກໍານົດລັດ valence ທີ່ແຕກຕ່າງກັນແລະການປະສານງານພຽງແຕ່ໂດຍຂອບ L2,3 ຫຼືອັດຕາສ່ວນຄວາມເຂັ້ມຂອງ L2 / L3 ຍັງເປັນບັນຫາ. ຫົວຂໍ້ທີ່ເກີດຂື້ນເລື້ອຍໆຂອງການສົນທະນາເນື່ອງຈາກຄວາມສັບສົນຂອງປັດໃຈຕ່າງໆທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບ spectrum ສຸດທ້າຍ41.
ນອກເຫນືອຈາກການຈໍາແນກດ້ານເຄມີຂອງພາກພື້ນທີ່ມີຄວາມສົນໃຈທີ່ເລືອກໄວ້ຂ້າງເທິງ, ຄວາມຫລາກຫລາຍທາງເຄມີທົ່ວໂລກຂອງອົງປະກອບທີ່ສໍາຄັນ Cr ແລະ Fe ໄດ້ຖືກປະເມີນໂດຍການຈໍາແນກ XAS spectra ທັງຫມົດທີ່ໄດ້ມາໃນຫນ້າດິນຕົວຢ່າງໂດຍໃຊ້ວິທີການກຸ່ມ K-means. ໂປຣໄຟລ໌ຂອບ Cr L ໄດ້ຖືກຕັ້ງໄວ້ໃນລັກສະນະດັ່ງກ່າວເພື່ອສ້າງເປັນກຸ່ມທີ່ດີທີ່ສຸດສອງກຸ່ມທີ່ແຈກຢາຍຕາມພື້ນທີ່ຢູ່ໃນຕົວຢ່າງທີ່ເຮັດດ້ວຍຄວາມຮ້ອນ ແລະມ້ວນເຢັນທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບ. 5. ມັນເປັນທີ່ຊັດເຈນວ່າບໍ່ໄດ້ສັງເກດເຫັນການປ່ຽນແປງໂຄງສ້າງທ້ອງຖິ່ນ, ນັບຕັ້ງແຕ່ສອງ centroids ຂອງ XAS Cr spectra ແມ່ນຄ້າຍຄືກັນຫຼາຍ. ຮູບຮ່າງເຫຼົ່ານີ້ຂອງສອງກຸ່ມແມ່ນເກືອບຄ້າຍຄືກັນກັບສິ່ງທີ່ສອດຄ່ອງກັບ Cr2O342, ຊຶ່ງຫມາຍຄວາມວ່າຊັ້ນ Cr2O3 ແມ່ນຂ້ອນຂ້າງກະຈາຍຢູ່ທົ່ວ SDSS.
ກຸ່ມຂອງເຂດ K-means L-edge Cr, b ສູນກາງ XAS ທີ່ສອດຄ້ອງກັນ. ຜົນໄດ້ຮັບຂອງການປຽບທຽບ K-means X-PEEM ຂອງ SDSS ມ້ວນເຢັນ: c ກຸ່ມຂອງ K-means edge regions ຂອງ Cr L2,3 ແລະ d corresponding XAS centroids.
ເພື່ອສະແດງໃຫ້ເຫັນແຜນທີ່ຂອບ FeL ທີ່ສັບສົນຫຼາຍ, ສີ່ແລະຫ້າກຸ່ມທີ່ດີທີ່ສຸດແລະຈຸດສູນກາງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງຂອງພວກມັນ (ການແຈກຢາຍ spectral) ແມ່ນໃຊ້ສໍາລັບຕົວຢ່າງທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນ, ຕາມລໍາດັບ. ດັ່ງນັ້ນ, ອັດຕາສ່ວນ (%) ຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ສາມາດໄດ້ຮັບໂດຍການປັບ LCF ທີ່ສະແດງຢູ່ໃນຮູບທີ 4. ທ່າແຮງ pseudoelectrode Epseudo ເປັນຫນ້າທີ່ຂອງ Fe0 ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອເປີດເຜີຍຄວາມບໍ່ສອດຄ່ອງຂອງຈຸລິນຊີຂອງແຜ່ນ oxide ດ້ານ. Epseudo ແມ່ນຄາດຄະເນປະມານໂດຍກົດລະບຽບການປະສົມ,
ບ່ອນທີ່ \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) ເທົ່າກັບ \(\rm{Fe} + 2e^– \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), ຊຶ່ງເປັນ 0.440 ແລະ 0.036 V, ຕາມລໍາດັບ. ພື້ນທີ່ທີ່ມີທ່າແຮງຕ່ໍາມີເນື້ອໃນສູງກວ່າຂອງທາດປະສົມ Fe3+. ການແຜ່ກະຈາຍທີ່ມີທ່າແຮງໃນຕົວຢ່າງທີ່ມີຮູບແບບທີ່ມີຄວາມຮ້ອນມີລັກສະນະເປັນຊັ້ນທີ່ມີການປ່ຽນແປງສູງສຸດປະມານ 0.119 V (ຮູບ 6a, b). ການແຜ່ກະຈາຍທີ່ມີທ່າແຮງນີ້ແມ່ນກ່ຽວຂ້ອງຢ່າງໃກ້ຊິດກັບພູມສັນຖານຂອງພື້ນຜິວ (ຮູບ 6a). ບໍ່ມີການປ່ຽນແປງທີ່ກ່ຽວຂ້ອງກັບຕໍາແຫນ່ງອື່ນໆໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນຢູ່ໃນພາຍໃນ lamellar ທີ່ຕິດພັນ (ຮູບ 6b). ໃນທາງກົງກັນຂ້າມ, ສໍາລັບການປະສົມປະສານຂອງ oxides ທີ່ແຕກຕ່າງກັນທີ່ມີເນື້ອໃນທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ໃນ SDSS ມ້ວນເຢັນ, ລັກສະນະທີ່ບໍ່ເປັນເອກະພາບຂອງ pseudopotential ສາມາດສັງເກດເຫັນໄດ້ (ຮູບ 6c, d). Fe3+ oxides ແລະ/ຫຼື (oxy) hydroxides ແມ່ນອົງປະກອບຕົ້ນຕໍຂອງການກັດກ່ອນໃນເຫຼັກແລະສາມາດ permeable ກັບອົກຊີເຈນແລະນ້ໍາ50. ໃນກໍລະນີນີ້, ມັນສາມາດເຫັນໄດ້ວ່າເກາະດອນທີ່ອຸດົມສົມບູນໃນ Fe3+ ໄດ້ຖືກແຈກຢາຍຢູ່ໃນທ້ອງຖິ່ນແລະສາມາດຖືວ່າເປັນເຂດ corrosion. ໃນກໍລະນີນີ້, gradient ໃນພາກສະຫນາມທີ່ມີທ່າແຮງ, ແທນທີ່ຈະເປັນມູນຄ່າຢ່າງແທ້ຈິງຂອງທ່າແຮງ, ສາມາດໄດ້ຮັບການພິຈາລະນາເປັນຕົວຊີ້ວັດສໍາລັບການທ້ອງຖິ່ນຂອງພາກພື້ນ corrosion ການເຄື່ອນໄຫວ51. ການແຜ່ກະຈາຍທີ່ບໍ່ເປັນເອກະພາບຂອງ Fe2+ ແລະ Fe3+ ຢູ່ເທິງພື້ນຜິວຂອງ SDSS ມ້ວນເຢັນສາມາດປ່ຽນແປງຄຸນສົມບັດທາງເຄມີຂອງທ້ອງຖິ່ນແລະໃຫ້ພື້ນທີ່ຫນ້າດິນທີ່ມີປະສິດທິພາບຫຼາຍຂຶ້ນໃນການຮອຍແຕກຂອງຮູບເງົາ oxide ແລະປະຕິກິລິຍາ corrosion, ດັ່ງນັ້ນການເຮັດໃຫ້ເມຕຣິກຂອງໂລຫະທີ່ຕິດພັນຢ່າງຕໍ່ເນື່ອງ, ສົ່ງຜົນໃຫ້ inhomogeneity ພາຍໃນ. ແລະຫຼຸດຜ່ອນລັກສະນະປ້ອງກັນຂອງຊັ້ນ passivating.
ກຸ່ມ K-mean ຂອງ Fe L2,3 edge regions ແລະ XAS centroids ທີ່ສອດຄ້ອງກັນສໍາລັບ a–c hot-worked X-PEEM ແລະ d–f cold-rolled SDSS. a, d K-ຫມາຍຄວາມວ່າແຜນຜັງກຸ່ມທີ່ທັບຊ້ອນຢູ່ໃນຮູບ X-PEEM. ການຄາດຄະເນທ່າແຮງຂອງ pseudoelectrode (epseudo) ໄດ້ຖືກກ່າວເຖິງພ້ອມກັບ K-means cluster diagrams. ຄວາມສະຫວ່າງຂອງຮູບພາບ X-PEEM ເຊັ່ນສີໃນຮູບທີ 2 ແມ່ນອັດຕາສ່ວນໂດຍກົງກັບຄວາມເຂັ້ມຂອງການດູດຊຶມ X-ray.
ຂ້ອນຂ້າງເປັນເອກະພາບ Cr ແຕ່ສະຖານະເຄມີທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງ Fe ນໍາໄປສູ່ຕົ້ນກໍາເນີດທີ່ແຕກຕ່າງກັນຂອງຮູບເງົາ oxide cracking ແລະຮູບແບບ corrosion ໃນມ້ວນຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນ Ce-2507. ຄຸນສົມບັດຂອງມ້ວນເຢັນ Ce-2507 ນີ້ແມ່ນເປັນທີ່ຮູ້ຈັກກັນດີ. ກ່ຽວກັບການສ້າງຕັ້ງຂອງ oxides ແລະ hydroxides ຂອງ Fe ໃນອາກາດບັນຍາກາດ, ປະຕິກິລິຍາຕໍ່ໄປນີ້ຖືກປິດໃນການເຮັດວຽກນີ້ເປັນປະຕິກິລິຍາທີ່ເປັນກາງ:
ອີງໃສ່ການວັດແທກ X-PEEM, ປະຕິກິລິຍາຂ້າງເທິງນີ້ເກີດຂື້ນໃນກໍລະນີຕໍ່ໄປນີ້. ບ່າຂະຫນາດນ້ອຍທີ່ສອດຄ້ອງກັບ Fe0 ແມ່ນກ່ຽວຂ້ອງກັບເຫລໍກໂລຫະທີ່ຕິດພັນ. ປະຕິກິລິຍາຂອງໂລຫະ Fe ກັບສະພາບແວດລ້ອມນໍາໄປສູ່ການສ້າງຕັ້ງຂອງຊັ້ນ Fe (OH)2 (ສົມຜົນ (5)), ເຊິ່ງຂະຫຍາຍສັນຍານ Fe2+ ໃນ XAS ຂອງຂອບ L ຂອງ Fe. ການສໍາຜັດກັບອາກາດເປັນເວລາດົນຈະເຮັດໃຫ້ການສ້າງຕັ້ງຂອງ Fe3O4 ແລະ/ຫຼື Fe2O3 oxides ຫຼັງຈາກ Fe(OH)252,53. ສອງປະເພດຂອງ Fe ທີ່ຫມັ້ນຄົງ, Fe3O4 ແລະ Fe2O3, ຍັງສາມາດປະກອບເປັນຊັ້ນປ້ອງກັນທີ່ອຸດົມສົມບູນ Cr3+, ບ່ອນທີ່ Fe3O4 ຕ້ອງການໂຄງສ້າງທີ່ເປັນເອກະພາບແລະສອດຄ່ອງ. ການປະກົດຕົວຂອງທັງສອງຜົນໄດ້ຮັບໃນສະຖານະຜຸພັງປະສົມ (XAS-1 spectrum). XAS-2 spectrum ສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນກົງກັບ Fe3O4. ໃນ​ຂະ​ນະ​ທີ່ XAS-3 spectra ສັງ​ເກດ​ເຫັນ​ຢູ່​ໃນ​ຕໍາ​ແຫນ່ງ​ຈໍາ​ນວນ​ຫນຶ່ງ​ສະ​ແດງ​ໃຫ້​ເຫັນ​ການ​ປ່ຽນ​ແປງ​ສໍາ​ເລັດ​ເປັນ γ-Fe2O3. ເນື່ອງຈາກ X-rays unwrapped ມີຄວາມເລິກ penetration ປະມານ 50 nm, ສັນຍານຈາກຊັ້ນທີ່ຕິດພັນເຮັດໃຫ້ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນສູງຂອງ A.
XRD spectrum ສະແດງໃຫ້ເຫັນວ່າອົງປະກອບ Fe ໃນຮູບເງົາ oxide ມີໂຄງສ້າງຊັ້ນ, ເຊິ່ງລວມກັບຊັ້ນ Cr oxide. ກົງກັນຂ້າມກັບລັກສະນະ passivation ຂອງ corrosion ເນື່ອງຈາກ inhomogeneity ທ້ອງຖິ່ນຂອງ Cr2O317, ເຖິງວ່າຈະມີຊັ້ນດຽວກັນຂອງ Cr2O3 ໃນການສຶກສານີ້, ການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ຕ່ໍາໄດ້ຖືກສັງເກດເຫັນໃນກໍລະນີນີ້, ໂດຍສະເພາະສໍາລັບຕົວຢ່າງມ້ວນເຢັນ. ພຶດຕິກໍາທີ່ສັງເກດເຫັນສາມາດເຂົ້າໃຈໄດ້ວ່າຄວາມແຕກຕ່າງກັນຂອງສະຖານະ oxidation ສານເຄມີຂອງຊັ້ນເທິງ (Fe) ຜົນກະທົບຕໍ່ການປະຕິບັດການກັດກ່ອນ. ການໂອນຊ້າຂອງໂລຫະຫຼືອົກຊີເຈນທີ່ ions ໃນ lattice ເນື່ອງຈາກ stoichiometry ດຽວກັນຂອງຊັ້ນເທິງ (Fe oxide) ແລະຊັ້ນຕ່ໍາ (Cr oxide) 52,53 ນໍາໄປສູ່ການປະຕິສໍາພັນທີ່ດີກວ່າ (adhesion) ລະຫວ່າງພວກເຂົາ. ນີ້, ແລະເຮັດໃຫ້ການ, ປັບປຸງການຕໍ່ຕ້ານ corrosion. ເພາະສະນັ້ນ, stoichiometry ຢ່າງຕໍ່ເນື່ອງ, ie ຫນຶ່ງໃນລັດ oxidation ຂອງ Fe, ແມ່ນດີກວ່າທີ່ຈະມີການປ່ຽນແປງ stoichiometric ທັນທີທັນໃດ. SDSS ທີ່ເສື່ອມໂຊມດ້ວຍຄວາມຮ້ອນມີພື້ນຜິວທີ່ເປັນເອກະພາບກວ່າແລະມີຊັ້ນປ້ອງກັນທີ່ຫນາແຫນ້ນ, ເຊິ່ງສະຫນອງການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ທີ່ດີກວ່າ. ຢ່າງໃດກໍຕາມ, ສໍາລັບ SDSS ມ້ວນເຢັນ, ການປະກົດຕົວຂອງເກາະທີ່ອຸດົມສົມບູນ Fe3+ ພາຍໃຕ້ຊັ້ນປ້ອງກັນທໍາລາຍຄວາມສົມບູນຂອງຫນ້າດິນແລະເຮັດໃຫ້ການກັດກ່ອນຂອງ galvanic ຂອງ substrate ໃກ້ຄຽງ, ເຊິ່ງເຮັດໃຫ້ການຫຼຸດລົງຂອງ Rp (ຕາຕະລາງ 1) ໃນ EIS spectra ແລະການກັດກ່ອນຂອງມັນ. ການຕໍ່ຕ້ານ. ດັ່ງນັ້ນ, ເກາະທີ່ແຈກຢາຍໃນທ້ອງຖິ່ນທີ່ອຸດົມສົມບູນໃນ Fe3+ ເນື່ອງຈາກການຜິດປົກກະຕິຂອງພາດສະຕິກສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນມີອິດທິພົນຕໍ່ການປະຕິບັດການຕໍ່ຕ້ານການກັດກ່ອນ, ເຊິ່ງເປັນຄວາມກ້າວຫນ້າໃນວຽກງານນີ້. ດັ່ງນັ້ນ, ການສຶກສານີ້ນໍາສະເຫນີ spectromicrographs ຂອງການຫຼຸດຜ່ອນຄວາມຕ້ານທານ corrosion ເນື່ອງຈາກການຜິດປົກກະຕິພາດສະຕິກຂອງຕົວຢ່າງ SDSS ທີ່ໄດ້ສຶກສາ.
ຍິ່ງໄປກວ່ານັ້ນ, ໃນຂະນະທີ່ການໂລຫະປະສົມຂອງແຜ່ນດິນໂລກທີ່ຫາຍາກໃນເຫຼັກໄລຍະສອງປະຕິບັດໄດ້ດີກວ່າ, ປະຕິສໍາພັນຂອງອົງປະກອບເພີ່ມເຕີມນີ້ກັບ matrix ເຫຼັກສ່ວນບຸກຄົນໃນຂໍ້ກໍານົດຂອງພຶດຕິກໍາການກັດກ່ອນແມ່ນຍັງມີຄວາມຫຍຸ້ງຍາກໂດຍອີງໃສ່ການສັງເກດການກ້ອງຈຸລະທັດ spectroscopic. ສັນຍານ Ce (ຕາມ XAS M-edge) ປາກົດຢູ່ໃນສອງສາມຕໍາແຫນ່ງໃນລະຫວ່າງການມ້ວນເຢັນ, ແຕ່ຫາຍໄປໃນລະຫວ່າງການປ່ຽນຮູບແບບຮ້ອນຂອງ SDSS, ຊີ້ໃຫ້ເຫັນເຖິງທ້ອງຖິ່ນຂອງ Ce ໃນ matrix ເຫຼັກແທນທີ່ຈະເປັນໂລຫະປະສົມ. ເຖິງແມ່ນວ່າຄຸນສົມບັດກົນຈັກຂອງ SDSS ບໍ່ໄດ້ຖືກປັບປຸງ 6,7, ການປະກົດຕົວຂອງ REE ຫຼຸດລົງຂະຫນາດຂອງການລວມຕົວແລະຄິດວ່າຈະສະກັດກັ້ນ pitting ຢູ່ຕົ້ນກໍາເນີດ54.
ສະຫລຸບລວມແລ້ວ, ວຽກງານນີ້ເປີດເຜີຍຜົນກະທົບຂອງ heterogeneity ພື້ນຜິວຕໍ່ການກັດກ່ອນຂອງ 2507 SDSS ແກ້ໄຂດ້ວຍ cerium ໂດຍການຄິດໄລ່ປະລິມານສານເຄມີຂອງອົງປະກອບ nanoscale. ພວກເຮົາໄດ້ຕອບຄໍາຖາມວ່າເປັນຫຍັງສະແຕນເລດ corrodes ເຖິງແມ່ນວ່າໃນເວລາທີ່ການເຄືອບດ້ວຍຊັ້ນ oxide ປ້ອງກັນໂດຍການສຶກສາດ້ານປະລິມານຂອງໂຄງສ້າງຈຸນລະພາກ, ສະຖານະທາງເຄມີຂອງລັກສະນະຫນ້າດິນແລະການປະມວນຜົນສັນຍານໂດຍໃຊ້ K-means clustering. ມັນໄດ້ຖືກສ້າງຕັ້ງຂຶ້ນວ່າເກາະທີ່ອຸດົມສົມບູນ Fe3+, ລວມທັງການປະສານງານ octahedral ແລະ tetrahedral ຂອງເຂົາເຈົ້າໃນທົ່ວໂຄງສ້າງຂອງ Fe2+ / Fe3+ ປະສົມ, ເປັນແຫຼ່ງຂອງການທໍາລາຍຟິມ oxide ແລະແຫຼ່ງຂອງການກັດກ່ອນຂອງ SDSS ມ້ວນເຢັນ. Nanoislands ເດັ່ນໂດຍ Fe3+ ນໍາໄປສູ່ການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ທີ່ບໍ່ດີເຖິງແມ່ນວ່າຢູ່ໃນທີ່ປະທັບຂອງຊັ້ນ passivating stoichiometric ພຽງພໍ. ນອກເຫນືອໄປຈາກຄວາມກ້າວຫນ້າທາງດ້ານວິທີການທີ່ເຮັດໃນການກໍານົດຜົນກະທົບຂອງ heterogeneity ເຄມີ nanoscale ຕໍ່ການກັດກ່ອນ, ວຽກງານປະຈຸບັນຄາດວ່າຈະເປັນແຮງບັນດານໃຈຂະບວນການວິສະວະກໍາເພື່ອປັບປຸງການຕໍ່ຕ້ານ corrosion ຂອງເຫຼັກເລດໃນລະຫວ່າງການເຫຼັກກ້າ.
ເພື່ອກະກຽມເຕົາອົບ Ce-2507 SDSS ທີ່ໃຊ້ໃນການສຶກສານີ້, ອົງປະກອບປະສົມ, ລວມທັງໂລຫະປະສົມ Fe-Ce master ຜະນຶກເຂົ້າກັນດ້ວຍທໍ່ທາດເຫຼັກບໍລິສຸດ, ໄດ້ຖືກລະລາຍໃນເຕົາອົບຄວາມຖີ່ຂະຫນາດກາງ 150 ກິໂລເພື່ອຜະລິດເຫຼັກ molten ແລະ poured ເຂົ້າແມ່ພິມ. ອົງປະກອບທາງເຄມີທີ່ວັດແທກໄດ້ (wt %) ແມ່ນໄດ້ລະບຸໄວ້ໃນຕາຕະລາງເສີມ 2. ທາດປະສົມແມ່ນຮ້ອນຂຶ້ນເປັນກ້ອນທຳອິດ. ຫຼັງຈາກນັ້ນ, ເຫຼັກໄດ້ຖືກຫມຸນຢູ່ທີ່ 1050 ° C ສໍາລັບ 60 ນາທີເພື່ອໃຫ້ເປັນການແກ້ໄຂແຂງ, ແລະຫຼັງຈາກນັ້ນ quenched ໃນນ້ໍາກັບອຸນຫະພູມຫ້ອງ. ຕົວຢ່າງທີ່ໄດ້ສຶກສາໄດ້ຖືກສຶກສາຢ່າງລະອຽດໂດຍໃຊ້ TEM ແລະ DOE ເພື່ອສຶກສາໄລຍະ, ຂະຫນາດເມັດພືດແລະ morphology. ຂໍ້ມູນລາຍລະອຽດເພີ່ມເຕີມກ່ຽວກັບຕົວຢ່າງແລະຂະບວນການຜະລິດສາມາດພົບໄດ້ໃນແຫຼ່ງອື່ນໆ6,7.
ຂະບວນການຕົວຢ່າງ cylindrical (φ10 mm × 15 mm) ສໍາລັບການກົດຮ້ອນທີ່ມີແກນຂອງກະບອກຂະຫນານກັບທິດທາງການຜິດປົກກະຕິຂອງຕັນ. ການບີບອັດອຸນຫະພູມສູງໄດ້ຖືກປະຕິບັດໃນອັດຕາຄວາມເຄັ່ງຕຶງຄົງທີ່ໃນລະດັບ 0.01-10 s-1 ໃນອຸນຫະພູມຕ່າງໆໃນລະດັບ 1000-1150 ° C ໂດຍໃຊ້ເຄື່ອງຈໍາລອງຄວາມຮ້ອນ Gleeble-3800. ກ່ອນ​ທີ່​ຈະ​ປ່ຽນ​ຮູບ​ແບບ​, ຕົວ​ຢ່າງ​ໄດ້​ຮັບ​ການ​ໃຫ້​ຄວາມ​ຮ້ອນ​ໃນ​ອຸນ​ຫະ​ພູມ​ທີ່​ເລືອກ​ໃນ​ອັດ​ຕາ​ຂອງ 10 ° C s​-1 ສໍາ​ລັບ 2 ນາ​ທີ​ເພື່ອ​ລົບ​ລ້າງ gradient ອຸນ​ຫະ​ພູມ​. ຫຼັງຈາກບັນລຸຄວາມເປັນເອກະພາບຂອງອຸນຫະພູມ, ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກບິດເບືອນກັບຄ່າຂອງສາຍພັນທີ່ແທ້ຈິງຂອງ 0.7. ຫຼັງ​ຈາກ​ການ​ເສຍ​ຮູບ​ແບບ​, ມັນ​ຖືກ​ດັບ​ທັນ​ທີ​ດ້ວຍ​ນ​້​ໍ​າ​ເພື່ອ​ຮັກ​ສາ​ໂຄງ​ປະ​ກອບ​ການ​ພິ​ການ​. ຫຼັງຈາກນັ້ນ, ຕົວຢ່າງທີ່ແຂງໄດ້ຖືກຕັດຂະຫນານກັບທິດທາງຂອງການບີບອັດ. ສໍາລັບການສຶກສາໂດຍສະເພາະນີ້, ພວກເຮົາໄດ້ເລືອກຕົວຢ່າງທີ່ມີຄວາມຮ້ອນທີ່ຜິດປົກກະຕິຢູ່ທີ່ 1050 ° C, 10 s-1 ເນື່ອງຈາກ microhardness ທີ່ສັງເກດເຫັນສູງກວ່າຕົວຢ່າງອື່ນໆ7.
ຕົວຢ່າງຈໍານວນຫລາຍ (80 × 10 × 17 ມມ3) ຂອງການແກ້ໄຂແຂງ Ce-2507 ໄດ້ຖືກທົດສອບຢູ່ໃນເຄື່ອງປ່ຽນຮູບມ້ວນແບບ asynchronous ສາມເຟດ LG-300, ເຊິ່ງສະຫນອງຄຸນສົມບັດກົນຈັກທີ່ດີທີ່ສຸດໃນບັນດາຊັ້ນຮຽນການຜິດປົກກະຕິອື່ນໆທັງຫມົດ6. ອັດຕາການເມື່ອຍແລະຄວາມຫນາແມ່ນ 0.2 m·s-1 ແລະ 5% ສໍາລັບແຕ່ລະເສັ້ນທາງ, ຕາມລໍາດັບ.
ສະຖານີເຮັດວຽກທາງເຄມີຂອງ Autolab PGSTAT128N ຖືກໃຊ້ເພື່ອວັດແທກທາງເຄມີທາງເຄມີຂອງ SDSS ຫຼັງຈາກການມ້ວນເຢັນເພື່ອຫຼຸດຜ່ອນຄວາມຫນາ 90% (1.0 ທຽບເທົ່າສາຍພັນແທ້ຈິງ) ແລະການກົດຮ້ອນເປັນ 0.7 ເມື່ອຍທີ່ແທ້ຈິງຢູ່ທີ່ 1050 oC ແລະ 10 s-1. ສະຖານີບ່ອນເຮັດວຽກມີຈຸລັງສາມ electrode ທີ່ມີ electrode calomel ອີ່ມຕົວເປັນ electrode ອ້າງອິງ, graphite counter electrode, ແລະຕົວຢ່າງ SDSS ເປັນ electrode ເຮັດວຽກ. ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກຕັດເຂົ້າໄປໃນກະບອກທີ່ມີເສັ້ນຜ່າກາງ 11.3 ມມ, ດ້ານຂ້າງຂອງສາຍທອງແດງຖືກ soldered. ຫຼັງຈາກນັ້ນ, ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກຖອກດ້ວຍ epoxy resin, ເຮັດໃຫ້ພື້ນທີ່ເປີດທີ່ເຮັດວຽກຂອງ 1 cm2 ເປັນ electrode ເຮັດວຽກ (ພື້ນຜິວຕ່ໍາຂອງຕົວຢ່າງກະບອກ). ໃຊ້ການດູແລໃນລະຫວ່າງການຮັກສາ epoxy ແລະໃນລະຫວ່າງການຂັດແລະຂັດຕໍ່ໄປເພື່ອຫຼີກເວັ້ນການແຕກ. ພື້ນຜິວທີ່ເຮັດວຽກແມ່ນ lapped ແລະຂັດດ້ວຍ suspension ຂັດເພັດທີ່ມີອະນຸພາກຂະຫນາດ 1 micron, ເຮັດຄວາມສະອາດດ້ວຍນ້ໍາກັ່ນແລະເອທານອນແລະຕາກໃຫ້ແຫ້ງໃນອາກາດເຢັນ. ກ່ອນທີ່ຈະວັດແທກທາງເຄມີ, ຕົວຢ່າງທີ່ຂັດໄດ້ຖືກສໍາຜັດກັບອາກາດຫຼາຍມື້ເພື່ອສ້າງເປັນຟິມ oxide ທໍາມະຊາດ. ການແກ້ໄຂ aqueous ຂອງ FeCl3 (6.0 wt.%), ສະຖຽນລະພາບດ້ວຍ HCl ກັບ pH = 1.0 ± 0.01, ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອເລັ່ງການກັດກ່ອນຂອງສະແຕນເລດ 55, ເນື່ອງຈາກວ່າມັນໄດ້ຖືກພົບເຫັນຢູ່ໃນສະພາບແວດລ້ອມທີ່ຮຸກຮານທີ່ chloride ions ປະກອບດ້ວຍພະລັງງານ oxidizing ທີ່ເຂັ້ມແຂງແລະ pH ຕ່ໍາຕາມທີ່ລະບຸໄວ້ໂດຍ ASTM. ມາດຕະຖານທີ່ສະເຫນີແມ່ນ G48 ແລະ A923. ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກ immersed ໃນການແກ້ໄຂການທົດສອບສໍາລັບ 1 ຊົ່ວໂມງກ່ອນທີ່ຈະວັດແທກໃດໆເພື່ອບັນລຸລັດໃກ້ກັບ stationary. ສໍາລັບການແກ້ໄຂແຂງ, ຕົວຢ່າງທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນແລະມ້ວນເຢັນ, ລະດັບຄວາມຖີ່ຂອງການວັດແທກ impedance ແມ່ນ 1 × 105 ~ 0.1 Hz, ແລະທ່າແຮງຂອງວົງຈອນເປີດ (OPS) ແມ່ນ 5 mV, ເຊິ່ງແມ່ນ 0.39, 0.33, ແລະ 0.25 VSCE, ຕາມລໍາດັບ. ແຕ່ລະການທົດສອບ electrochemical ຂອງຕົວຢ່າງໃດຫນຶ່ງໄດ້ຖືກຊ້ໍາຢ່າງຫນ້ອຍສາມຄັ້ງພາຍໃຕ້ເງື່ອນໄຂດຽວກັນເພື່ອຮັບປະກັນການແຜ່ພັນຂໍ້ມູນ.
ສໍາລັບການວັດແທກ HE-SXRD, 1 × 1 × 1.5 mm3 ສີ່ຫລ່ຽມສີ່ຫລ່ຽມເຫຼັກກ້າຖືກວັດແທກຢູ່ໃນເສັ້ນ Brockhouse wiggler ພະລັງງານສູງທີ່ CLS, ການາດາເພື່ອປະເມີນອົງປະກອບໄລຍະ56. ການເກັບຂໍ້ມູນໄດ້ຖືກປະຕິບັດຢູ່ໃນອຸນຫະພູມຫ້ອງໃນເລຂາຄະນິດ Debye-Scherrer ຫຼືເລຂາຄະນິດການຂົນສົ່ງ. ຄວາມຍາວຂອງຄື້ນ X-rays calibrant ກັບ LaB6 calibrant ແມ່ນ 0.212561 Å, ເຊິ່ງກົງກັບ 58 keV, ເຊິ່ງສູງກວ່າ Cu Kα (8 keV) ທີ່ໃຊ້ທົ່ວໄປເປັນແຫຼ່ງ X-ray ຂອງຫ້ອງທົດລອງ. ຕົວຢ່າງແມ່ນວາງໄວ້ໃນໄລຍະຫ່າງ 740 ມມຈາກເຄື່ອງກວດຈັບ. ປະລິມານການຊອກຄົ້ນຫາຂອງແຕ່ລະຕົວຢ່າງແມ່ນ 0.2 × 0.3 × 1.5 mm3, ເຊິ່ງຖືກກໍານົດໂດຍຂະຫນາດ beam ແລະຄວາມຫນາຂອງຕົວຢ່າງ. ແຕ່ລະຂໍ້ມູນເຫຼົ່ານີ້ຖືກເກັບກໍາໂດຍໃຊ້ເຄື່ອງກວດຈັບພື້ນທີ່ Perkin Elmer, ເຄື່ອງກວດຈັບ X-ray panel ຮາບພຽງ, 200 µm pixels, 40 × 40 cm2, ໂດຍໃຊ້ເວລາ exposure 0.3 ວິນາທີແລະ 120 frames.
ການວັດແທກ X-PEEM ຂອງສອງລະບົບແບບຈໍາລອງທີ່ເລືອກໄດ້ຖືກປະຕິບັດຢູ່ສະຖານີທ້າຍ PEEM ຂອງສາຍ Beamline MAXPEEM ໃນຫ້ອງທົດລອງ MAX IV (Lund, Sweden). ຕົວຢ່າງໄດ້ຖືກກະກຽມໃນແບບດຽວກັນກັບການວັດແທກທາງເຄມີ. ຕົວຢ່າງທີ່ກຽມໄວ້ໄດ້ຖືກເກັບຮັກສາໄວ້ໃນອາກາດເປັນເວລາຫຼາຍມື້ແລະ degassed ຢູ່ໃນຫ້ອງສູນຍາກາດ ultrahigh ກ່ອນທີ່ຈະຖືກ irradiated ກັບ synchrotron photons. ຄວາມ​ລະ​ອຽດ​ດ້ານ​ພະ​ລັງ​ງານ​ຂອງ beam ແມ່ນ​ໄດ້​ຮັບ​ໂດຍ​ການ​ວັດ​ແທກ spectrum ຜົນ​ຜະ​ລິດ ion ຈາກ N 1 s ຫາ 1\(\pi _g^ \ast\) ຂອງ​ພາກ​ພື້ນ excitation ກັບ hv = 401 eV ໃນ N2 ແລະ​ການ​ເພິ່ງ​ພາ​ອາ​ໄສ​ຂອງ​ພະ​ລັງ​ງານ photon ໃນ E3/2.57​. Spectral fit ໃຫ້ ΔE (ເສັ້ນຄວາມກວ້າງຂອງເສັ້ນສະເປກ) ~0.3 eV ໃນໄລຍະພະລັງງານທີ່ວັດແທກໄດ້. ດັ່ງນັ້ນ, ຄວາມລະອຽດພະລັງງານຂອງ beamline ໄດ້ຖືກຄາດຄະເນວ່າເປັນ E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 ແລະ flux ≈1012 ph/s ໂດຍການນຳໃຊ້ SX-700 monochromator ທີ່ມີການດັດແກ້ທີ່ມີ Si 1200-line mm−1 grating ສໍາລັບຂອບ Fe edge 2p,222,3. L2,3 edge, ແລະ Ce M4,5 edge. ດັ່ງນັ້ນ, ຄວາມລະອຽດພະລັງງານຂອງ beamline ໄດ້ຖືກຄາດຄະເນວ່າເປັນ E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 ແລະ flux ≈1012 ph/s ໂດຍການນຳໃຊ້ SX-700 monochromator ທີ່ຖືກດັດແປງດ້ວຍ Si 1200-line mm−1 grating for the Fe edge 2p.223p. L2.3 edge, ແລະ Ce M4.5 edge. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 э∆ 2000 и 2000 и при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка ,2p,3,2кмка ,2p,3,2кмка кромка Ni 2p L2,3 ແລະ кромка Ce M4,5. ດັ່ງນັ້ນ, ຄວາມລະອຽດພະລັງງານຂອງຊ່ອງ beam ໄດ້ຖືກຄາດຄະເນເປັນ E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 ແລະ flux ≈1012 f/s ໂດຍໃຊ້ SX-700 monochromator ທີ່ມີການດັດແກ້ທີ່ມີ Si grating ຂອງ 1200 ເສັ້ນ/ມມ ສໍາລັບ Fe edge 2p edge L2 Cr.2 Cr, 23 NIP, L. L2.3, ແລະ 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 通过乽用单色器和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 边缘和Ce M4,5 边缘和Ce M4,5因此，光束线能量分辨率为为为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000的和 ≈1012 PH/S 通0X过单色器和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘輘 。ດັ່ງນັ້ນ, ໃນເວລາທີ່ນໍາໃຊ້ monochromator SX-700 ດັດແກ້ແລະ 1200 ເສັ້ນ Si grating. 3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 ແລະ Ce edge M4.5.ຂະຫຍາຍພະລັງງານ photon ໃນ 0.2 eV ຂັ້ນຕອນ. ໃນແຕ່ລະພະລັງງານ, ຮູບພາບ PEEM ໄດ້ຖືກບັນທຶກໄວ້ໂດຍໃຊ້ເຄື່ອງກວດຈັບ TVIPS F-216 CMOS ທີ່ມີການເຊື່ອມຕໍ່ໃຍແກ້ວນໍາແສງ 2 x 2 binning ສະຫນອງ 1024 × 1024 pixels ໃນຂອບເຂດ 20 µm. ເວລາເປີດຮັບແສງຂອງຮູບພາບແມ່ນ 0.2 ວິນາທີ, ສະເລ່ຍ 16 ເຟຣມ. ພະລັງງານຮູບພາບ photoelectron ໄດ້ຖືກເລືອກໃນລັກສະນະດັ່ງກ່າວເພື່ອໃຫ້ສັນຍານເອເລັກໂຕຣນິກຂັ້ນສອງສູງສຸດ. ການວັດແທກທັງໝົດແມ່ນດໍາເນີນຢູ່ໃນສະພາບປົກກະຕິຂອງໂຄນໂຟຕອນທີ່ມີເສັ້ນໂຄ້ງເປັນເສັ້ນ. ສໍາລັບຂໍ້ມູນເພີ່ມເຕີມກ່ຽວກັບການວັດແທກ, ເບິ່ງການສຶກສາທີ່ຜ່ານມາ 58. ຫຼັງຈາກສຶກສາຮູບແບບການກວດຫາຜົນຕອບແທນຂອງອິເລັກຕອນທັງໝົດ (TEY)59 ແລະການນຳໃຊ້ໃນ X-PEEM, ຄວາມເລິກການກວດຫາຂອງວິທີການນີ້ແມ່ນຄາດຄະເນຢູ່ທີ່ ~4–5 nm ສໍາລັບສັນຍານ Cr ແລະ ~6 nm ສໍາລັບສັນຍານ Fe. ຄວາມເລິກ Cr ແມ່ນໃກ້ຊິດກັບຄວາມຫນາຂອງຟິມ oxide (~ 4 nm) 60,61 ໃນຂະນະທີ່ຄວາມເລິກຂອງ Fe ແມ່ນໃຫຍ່ກວ່າຄວາມຫນາຂອງແຜ່ນ oxide. XAS ທີ່ເກັບກໍາຢູ່ໃກ້ກັບຂອບ Fe L ແມ່ນປະສົມຂອງທາດເຫຼັກ Oxide XAS ແລະ FeO ຈາກມາຕຣິກເບື້ອງ. ໃນກໍລະນີທໍາອິດ, ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງເອເລັກໂຕຣນິກທີ່ປ່ອຍອອກມາແມ່ນຍ້ອນທຸກປະເພດທີ່ເປັນໄປໄດ້ຂອງເອເລັກໂຕຣນິກທີ່ປະກອບສ່ວນກັບ TEY. ຢ່າງໃດກໍ່ຕາມ, ສັນຍານທາດເຫຼັກທີ່ບໍລິສຸດຕ້ອງການພະລັງງານ kinetic ສູງກວ່າສໍາລັບເອເລັກໂຕຣນິກທີ່ຈະຜ່ານຊັ້ນ oxide, ໄປຫາຫນ້າດິນ, ແລະຖືກລວບລວມໂດຍການວິເຄາະ. ໃນກໍລະນີນີ້, ສັນຍານ Fe0 ສ່ວນໃຫຍ່ແມ່ນຍ້ອນເອເລັກໂຕຣນິກ LVV Auger ແລະເອເລັກໂຕຣນິກທີສອງທີ່ປ່ອຍອອກມາໂດຍພວກມັນ. ນອກຈາກນັ້ນ, ຄວາມເຂັ້ມຂົ້ນຂອງ TEY ປະກອບສ່ວນໂດຍການທໍາລາຍເອເລັກໂຕຣນິກເຫຼົ່ານີ້ໃນລະຫວ່າງເສັ້ນທາງຫນີເອເລັກໂຕຣນິກ 49 ຫຼຸດລົງຕື່ມອີກໃນລາຍເຊັນຂອງ Fe0 ໃນແຜນທີ່ທາດເຫຼັກ XAS.
ການລວມເອົາການຂຸດຄົ້ນຂໍ້ມູນເຂົ້າໄປໃນ cubes ຂໍ້ມູນ (ຂໍ້ມູນ X-PEEM) ເປັນຂັ້ນຕອນສໍາຄັນໃນການສະກັດເອົາຂໍ້ມູນທີ່ກ່ຽວຂ້ອງ (ຄຸນສົມບັດທາງເຄມີຫຼືທາງກາຍະພາບ) ໃນຫຼາຍມິຕິລະດັບ. K-means clustering ຖືກນໍາໃຊ້ຢ່າງກວ້າງຂວາງໃນຫຼາຍໆດ້ານ, ລວມທັງວິໄສທັດຂອງເຄື່ອງຈັກ, ການປຸງແຕ່ງຮູບພາບ, ການຮັບຮູ້ຮູບແບບທີ່ບໍ່ມີການຄວບຄຸມ, ປັນຍາປະດິດ, ແລະການວິເຄາະການຈັດປະເພດ24. ຕົວຢ່າງ, K-means clustering ແມ່ນໃຊ້ໄດ້ດີກັບ clustering hyperspectral image data62. ໃນຫຼັກການ, ສໍາລັບຂໍ້ມູນຫຼາຍວັດຖຸ, algorithm K-means ສາມາດຈັດກຸ່ມໃຫ້ເຂົາເຈົ້າໄດ້ຢ່າງງ່າຍດາຍຕາມຂໍ້ມູນກ່ຽວກັບຄຸນລັກສະນະຂອງເຂົາເຈົ້າ (ລັກສະນະພະລັງງານ photon). K-means clustering ເປັນສູດການຄິດໄລ່ຊ້ຳໆສຳລັບການແບ່ງສ່ວນຂໍ້ມູນອອກເປັນກຸ່ມ K ທີ່ບໍ່ທັບຊ້ອນກັນ (ກຸ່ມ), ເຊິ່ງແຕ່ລະ pixels ເປັນຂອງ cluster ສະເພາະໂດຍອີງຕາມການກະຈາຍທາງກວ້າງຂອງພື້ນທີ່ຂອງ inhomogeneity ສານເຄມີໃນອົງປະກອບຈຸລະພາກເຫຼັກກ້າ. ສູດການຄິດໄລ່ K-means ປະກອບດ້ວຍສອງຂັ້ນຕອນ: ຂັ້ນຕອນທໍາອິດຄິດໄລ່ K centroids, ແລະຂັ້ນຕອນທີສອງມອບຫມາຍແຕ່ລະຈຸດໃຫ້ກັບກຸ່ມທີ່ມີ centroids ໃກ້ຄຽງ. ຈຸດສູນກາງຂອງແຮງໂນ້ມຖ່ວງຂອງກຸ່ມຖືກກຳນົດເປັນຄ່າສະເລ່ຍເລກຄະນິດຂອງຈຸດຂໍ້ມູນ (XAS spectra) ຂອງກຸ່ມນັ້ນ. ມີໄລຍະຫ່າງທີ່ແຕກຕ່າງກັນເພື່ອກໍານົດຈຸດສູນກາງໃກ້ຄຽງເປັນໄລຍະທາງ Euclidean. ສໍາ​ລັບ​ຮູບ​ພາບ​ການ​ປ້ອນ​ຂໍ້​ມູນ​ຂອງ px​, y (x ແລະ y ແມ່ນ​ຄວາມ​ລະ​ອຽດ​ໃນ pixels​)​, CK ແມ່ນ​ສູນ​ກາງ​ຂອງ​ແຮງ​ໂນ້ມ​ຖ່ວງ​ຂອງ​ກຸ່ມ​; ຮູບພາບນີ້ສາມາດຖືກແບ່ງອອກເປັນກຸ່ມ K ໂດຍໃຊ້ K-means63. ຂັ້ນ​ຕອນ​ສຸດ​ທ້າຍ​ຂອງ​ສູດ​ການ​ຄິດ​ໄລ່​ກຸ່ມ K​-means ແມ່ນ​:
ຂັ້ນ​ຕອນ​ທີ 2. ການ​ຄິດ​ໄລ່​ລະ​ດັບ​ການ​ເປັນ​ສະ​ມາ​ຊິກ​ຂອງ pixels ທັງ​ຫມົດ​ອີງ​ຕາມ centroid ປະ​ຈຸ​ບັນ​. ຕົວຢ່າງ, ມັນຖືກຄິດໄລ່ຈາກໄລຍະ Euclidean d ລະຫວ່າງສູນກາງແລະແຕ່ລະ pixel:
ຂັ້ນ​ຕອນ​ທີ 3 ກໍາ​ນົດ pixels ລວງ​ແຕ່​ລະ​ກັບ centroid ທີ່​ໃກ້​ທີ່​ສຸດ​. ຫຼັງຈາກນັ້ນ, ຄິດໄລ່ຄືນຕໍາແຫນ່ງ K centroid ດັ່ງຕໍ່ໄປນີ້:
ຂັ້ນຕອນທີ 4. ເຮັດຊ້ໍາຂະບວນການ (ສົມຜົນ (7) ແລະ (8)) ຈົນກ່ວາ centroids converge. ຜົນໄດ້ຮັບຄຸນນະພາບຂອງກຸ່ມສຸດທ້າຍແມ່ນມີຄວາມກ່ຽວຂ້ອງກັນສູງກັບທາງເລືອກທີ່ດີທີ່ສຸດຂອງ centroids63 ເບື້ອງຕົ້ນ. ສໍາລັບໂຄງສ້າງຂໍ້ມູນ PEEM ຂອງຮູບເຫຼັກ, ໂດຍປົກກະຕິ X (x × y × λ) ເປັນ cube ຂອງຂໍ້ມູນ 3D array, ໃນຂະນະທີ່ແກນ x ແລະ y ເປັນຕົວແທນຂອງຂໍ້ມູນພື້ນທີ່ (ຄວາມລະອຽດ pixels ລວງ) ແລະແກນ λ ກົງກັບຮູບແບບພະລັງງານຂອງ photons . K-means algorithm ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອຄົ້ນຫາພາກພື້ນທີ່ມີຄວາມສົນໃຈໃນຂໍ້ມູນ X-PEEM ໂດຍການແຍກ pixels (ກຸ່ມຫຼື sub-blocks) ຕາມຄຸນລັກສະນະ spectral ຂອງພວກເຂົາແລະສະກັດເອົາ centroid ທີ່ດີທີ່ສຸດ (XAS spectral curve) ສໍາລັບແຕ່ລະການວິເຄາະ (cluster). ມັນຖືກນໍາໃຊ້ເພື່ອສຶກສາການແຜ່ກະຈາຍທາງກວ້າງຂອງພື້ນ, ການປ່ຽນແປງ spectral ທ້ອງຖິ່ນ, ພຶດຕິກໍາການຜຸພັງແລະສະຖານະທາງເຄມີ. ຕົວຢ່າງ, ສູດການລວມກຸ່ມ K-means ໄດ້ຖືກນໍາໃຊ້ສໍາລັບພາກພື້ນ Fe L-edge ແລະ Cr L-edge ໃນ X-PEEM ທີ່ເຮັດວຽກຮ້ອນ ແລະມ້ວນເຢັນ. ຈໍານວນຕ່າງໆຂອງກຸ່ມ K (ພາກພື້ນຈຸລະພາກ) ໄດ້ຖືກທົດສອບເພື່ອຊອກຫາກຸ່ມ ແລະ centroids ທີ່ດີທີ່ສຸດ. ເມື່ອສະແດງກາຟ, pixels ໄດ້ຖືກມອບຫມາຍຄືນໃຫມ່ໃຫ້ກັບ cluster centroids ທີ່ຖືກຕ້ອງ. ການແຈກຢາຍສີແຕ່ລະອັນແມ່ນກົງກັບຈຸດໃຈກາງຂອງກຸ່ມ, ສະແດງໃຫ້ເຫັນການຈັດລຽງທາງກວ້າງຂອງວັດຖຸຂອງສານເຄມີ ຫຼືທາງກາຍະພາບ. centroids ທີ່ສະກັດອອກມາແມ່ນການປະສົມເສັ້ນຂອງ spectra ບໍລິສຸດ.
ຂໍ້​ມູນ​ທີ່​ສະ​ຫນັບ​ສະ​ຫນູນ​ຜົນ​ຂອງ​ການ​ສຶກ​ສາ​ນີ້​ແມ່ນ​ມີ​ໃຫ້​ຈາກ​ຜູ້​ຂຽນ WC ຂອງ​ຕົນ​ຕາມ​ການ​ຮ້ອງ​ຂໍ​ທີ່​ສົມ​ເຫດ​ສົມ​ຜົນ​.
Sieurin, H. & Sandström, R. ຄວາມທົນທານຂອງກະດູກຫັກຂອງເຫຼັກສະແຕນເລດ duplex ເຊື່ອມ. Sieurin, H. & Sandström, R. ຄວາມທົນທານຂອງກະດູກຫັກຂອງເຫຼັກສະແຕນເລດ duplex ເຊື່ອມ. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. ຄວາມທົນທານຂອງກະດູກຫັກຂອງເຫຼັກສະແຕນເລດ duplex ເຊື່ອມ. 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. ຄວາມທົນທານຂອງກະດູກຫັກຂອງເຫຼັກສະແຕນເລດ duplex ເຊື່ອມ.ໂຄງການ. ເສດສ່ວນ. ຂົນ. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. ການຕໍ່ຕ້ານການກັດກ່ອນຂອງສະແຕນເລດ duplex ໃນອາຊິດອິນຊີທີ່ເລືອກແລະສະພາບແວດລ້ອມອາຊິດອິນຊີ / chloride. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. ການຕໍ່ຕ້ານການກັດກ່ອນຂອງສະແຕນເລດ duplex ໃນອາຊິດອິນຊີທີ່ເລືອກແລະສະພາບແວດລ້ອມອາຊິດອິນຊີ / chloride.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. ແລະ Van Der Merwe, J. ການຕໍ່ຕ້ານການກັດກ່ອນຂອງສະແຕນເລດ duplex ໃນສະພາບແວດລ້ອມທີ່ມີອາຊິດອິນຊີບາງແລະອາຊິດອິນຊີ / chlorides. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中的耐耐。 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相stainless steel 在特定organic酸和Organic酸/chlorinated environment的耐而性性.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. ແລະ Van Der Merwe, J. ການຕໍ່ຕ້ານການກັດກ່ອນຂອງສະແຕນເລດ duplex ໃນສະພາບແວດລ້ອມທີ່ມີອາຊິດອິນຊີບາງແລະອາຊິດອິນຊີ / chlorides.ຕ້ານການກັດກ່ອນ. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. ຄຸນສົມບັດການກັດເຊາະ-oxidizing ຂອງໂລຫະປະສົມ Fe-Al-Mn-C duplex. ວັດສະດຸ 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. ການຜະລິດໃຫມ່ຂອງ super duplex steels ສໍາລັບອຸປະກອນອາຍແກັສແລະການຜະລິດນ້ໍາມັນ. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. ການຜະລິດໃຫມ່ຂອງ super duplex steels ສໍາລັບອຸປະກອນອາຍແກັສແລະການຜະລິດນ້ໍາມັນ.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. ການຜະລິດໃຫມ່ຂອງ super duplex steels ສໍາລັບອຸປະກອນການຜະລິດນ້ໍາມັນແລະອາຍແກັສ.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. ການຜະລິດໃຫມ່ຂອງ super duplex steels ສໍາລັບອຸປະກອນການຜະລິດອາຍແກັສແລະນ້ໍາມັນ. E3S webinar. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. ການສືບສວນກ່ຽວກັບພຶດຕິກໍາການຜິດປົກກະຕິຂອງຄວາມຮ້ອນຂອງສະແຕນເລດສອງຊັ້ນ 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. ການສືບສວນກ່ຽວກັບພຶດຕິກໍາການຜິດປົກກະຕິຂອງຄວາມຮ້ອນຂອງສະແຕນເລດສອງຊັ້ນ 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel. ໂລຫະ. 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. ແລະ Utaisansuk, V. ການສືບສວນກ່ຽວກັບພຶດຕິກໍາການຜິດປົກກະຕິຮ້ອນຂອງປະເພດ 2507 Duplex Stainless Steel. ໂລຫະ.ແອວມາ. ຕົກໃຈ. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. ຜົນ​ກະ​ທົບ​ຂອງ​ການ​ມ້ວນ​ເຢັນ​ທີ່​ຄວບ​ຄຸມ​ກ່ຽວ​ກັບ​ໂຄງ​ສ້າງ​ຈຸ​ລະ​ພາກ​ແລະ​ຄຸນ​ສົມ​ບັດ​ກົນ​ຈັກ​ຂອງ​ສະ​ແຕນ​ເລດ super-duplex SAF 2507 cerium ດັດ​ແກ້​. ແອວມາ. ວິທະຍາສາດ. ໂຄງການ. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. ໂຄງສ້າງທີ່ເຮັດໃຫ້ເກີດການເສື່ອມໂຊມຮ້ອນ ແລະ ຄຸນສົມບັດກົນຈັກຂອງສະແຕນເລດ Super-duplex SAF 2507 ທີ່ໄດ້ຮັບການດັດແປງ cerium. J. Alma mater. ຖັງເກັບຮັກສາ. ເຕັກ​ໂນ​ໂລ​ຊີ​. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. ຜົນກະທົບຂອງອົງປະກອບຂອງແຜ່ນດິນໂລກທີ່ຫາຍາກຕໍ່ພຶດຕິກໍາການຜຸພັງຂອງອຸນຫະພູມສູງຂອງເຫຼັກ austenitic. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. ຜົນກະທົບຂອງອົງປະກອບຂອງແຜ່ນດິນໂລກທີ່ຫາຍາກຕໍ່ພຶດຕິກໍາການຜຸພັງຂອງອຸນຫະພູມສູງຂອງເຫຼັກ austenitic.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. ແລະ Zheng K. ອິດທິພົນຂອງອົງປະກອບຂອງແຜ່ນດິນໂລກທີ່ຫາຍາກຕໍ່ພຶດຕິກໍາຂອງເຫຼັກ austenitic ພາຍໃຕ້ການຜຸພັງຂອງອຸນຫະພູມສູງ. 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. ແລະ Zheng K. ອິດທິພົນຂອງອົງປະກອບຂອງແຜ່ນດິນໂລກທີ່ຫາຍາກຕໍ່ພຶດຕິກໍາຂອງເຫລໍກ austenitic ໃນການຜຸພັງຂອງອຸນຫະພູມສູງ.ການກັດກ່ອນ. ວິທະຍາສາດ. 164, 108359 (2020).