Dėkojame, kad apsilankėte Nature.com. Jūsų naudojama naršyklės versija turi ribotą CSS palaikymą. Kad galėtumėte naudotis visomis įmanomomis funkcijomis, rekomenduojame naudoti atnaujintą naršyklę (arba išjungti suderinamumo režimą „Internet Explorer“). Tuo tarpu, siekdami užtikrinti nuolatinį palaikymą, svetainę pateiksime be stilių ir „JavaScript“.
Plačiai naudojamas nerūdijantis plienas ir jo deformuotosios versijos yra atsparios korozijai aplinkos sąlygomis dėl pasyvavimo sluoksnio, sudaryto iš chromo oksido. Plieno korozija ir erozija tradiciškai siejama su šių sluoksnių sunaikinimu, tačiau mikroskopiniu lygmeniu – retai, priklausomai nuo paviršiaus nehomogeniškumo kilmės. Šiame darbe spektroskopinės mikroskopijos ir chemometrinės analizės būdu nustatytas nanoskalės paviršiaus cheminis heterogeniškumas netikėtai dominuoja šaltai valcuoto ceriu modifikuoto superdupleksinio nerūdijančio plieno 2507 (SDSS) irimo ir korozijos metu jo karštosios deformacijos metu. Nors rentgeno fotoelektronų mikroskopija parodė santykinai vienodą natūralaus Cr2O3 sluoksnio padengimą, šaltai valcuotas SDSS parodė prastus pasyvavimo rezultatus dėl lokalizuoto Fe3+ turtingų nanosalų pasiskirstymo Fe/Cr oksido sluoksnyje. Šios atominio lygmens žinios suteikia gilų nerūdijančio plieno korozijos supratimą ir, tikimasi, padės kovoti su panašių gausiai legiruotų metalų korozija.
Nuo pat nerūdijančio plieno išradimo ferochromo lydinių atsparumas korozijai buvo siejamas su chromu, kuris sudaro stiprų oksidą / oksihidroksidą, pasižymintį pasyvuojančiu poveikiu daugumoje aplinkų. Palyginti su įprastais (austenitiniais ir feritiniais) nerūdijančiaisiais plienais, superdupleksiniai nerūdijantys plienai (SDSS), pasižymintys geresniu atsparumu korozijai, pasižymi geresnėmis mechaninėmis savybėmis1,2,3. Padidintas mechaninis stiprumas leidžia gaminti lengvesnius ir kompaktiškesnius dizainus. Priešingai, ekonomiškas SDSS pasižymi dideliu atsparumu taškinei ir plyšinei korozijai, todėl tarnauja ilgiau ir yra plačiau pritaikomas taršos kontrolėje, cheminių medžiagų konteineriuose ir jūrinėje naftos ir dujų pramonėje4. Tačiau siauras terminio apdorojimo temperatūrų diapazonas ir prastas formuojamumas trukdo jį plačiai praktiškai pritaikyti. Todėl SDSS buvo modifikuotas, siekiant pagerinti minėtas savybes. Pavyzdžiui, 2507 SDSS (Ce-2507) buvo įvestas Ce modifikavimas ir dideli N 6, 7, 8 priedai. Tinkama 0,08 % masės retųjų žemių elemento (Ce) koncentracija teigiamai veikia DSS mechanines savybes, nes pagerina grūdelių smulkumą ir grūdelių ribos stiprumą. Taip pat pagerėjo atsparumas dilimui ir korozijai, tempiamasis stipris ir takumo riba, taip pat karštasis apdirbamumas9. Didelis azoto kiekis gali pakeisti brangų nikelį, todėl SDSS yra ekonomiškesnis10.
Pastaruoju metu SDSS buvo plastiškai deformuojamas įvairiose temperatūrose (žemoje, šaltyje ir karštyje), siekiant puikių mechaninių savybių6,7,8. Tačiau puikus SDSS atsparumas korozijai priklauso nuo plonos oksido plėvelės paviršiuje, kuriai įtakos turi daugelis veiksnių, tokių kaip daugybė fazių su skirtingomis grūdelių ribomis, nepageidaujami nusodinimai ir skirtingos reakcijos. Įvairių austenitinių ir feritinių fazių vidinė nehomogeninė mikrostruktūra deformuojama7. Todėl tokių plėvelių mikrodomeno savybių tyrimas elektroninės struktūros lygmeniu yra labai svarbus norint suprasti SDSS koroziją ir reikalauja sudėtingų eksperimentinių metodų. Iki šiol paviršiui jautrūs metodai, tokie kaip Augerio elektronų spektroskopija11 ir rentgeno fotoelektronų spektroskopija12,13,14,15, taip pat kietųjų rentgeno spindulių fotoelektronų fotoelektronų sistema, skyrė, bet dažnai nesugebėjo atskirti to paties elemento cheminių būsenų skirtinguose erdvės taškuose nanoskalėje. Keletas neseniai atliktų tyrimų susiejo vietinę chromo oksidaciją su pastebėtu 17 austenitinių nerūdijančiojo plieno, 18 martensitinių nerūdijančiojo plieno ir SDSS 19, 20 koroziniu elgesiu. Tačiau šie tyrimai daugiausia buvo skirti Cr heterogeniškumo (pvz., Cr3+ oksidacijos laipsnio) poveikiui atsparumui korozijai. Šoninį elementų oksidacijos laipsnių heterogeniškumą gali sukelti skirtingi junginiai, turintys tuos pačius sudedamuosius elementus, pavyzdžiui, geležies oksidai. Šie junginiai paveldi termomechaniškai apdorotą mažą dydį, esantį arti vienas kito, tačiau skiriasi sudėtimi ir oksidacijos laipsniu 16, 21. Todėl norint atskleisti oksido plėvelių irimą ir vėlesnį taškinį susidarymą, reikia suprasti paviršiaus nehomogeniškumą mikroskopiniu lygmeniu. Nepaisant šių reikalavimų, vis dar trūksta kiekybinių įvertinimų, tokių kaip šoninis oksidacijos heterogeniškumas, ypač geležies nano/atominiu mastu, o jų reikšmė atsparumui korozijai lieka neištirta. Iki šiol įvairių elementų, tokių kaip Fe ir Ca, cheminė būsena buvo kiekybiškai aprašyta plieno mėginiuose, naudojant minkštąją rentgeno spindulių fotoelektroninę mikroskopiją (X-PEEM) nanoskalės sinchrotroninės spinduliuotės įrenginiuose. Kartu su chemiškai jautriais rentgeno spindulių absorbcijos spektroskopijos (XAS) metodais, X-PEEM leidžia atlikti XAS matavimus su didele erdvine ir spektrine skiriamąja geba, pateikiant cheminę informaciją apie elementinę sudėtį ir jos cheminę būseną su erdvine skiriamąja geba iki nanometro skalės23. Šis spektroskopinis inicijavimo vietos stebėjimas mikroskopu palengvina vietinius cheminius eksperimentus ir gali erdviškai parodyti anksčiau neištirtus cheminius pokyčius Fe sluoksnyje.
Šiame tyrime išplečiami PEEM pranašumai nustatant cheminius skirtumus nanoskalėje ir pristatomas įžvalgus atominio lygio paviršiaus analizės metodas, skirtas suprasti Ce-2507 korozinį elgesį. Jame naudojami K vidurkių klasterio chemometriniai duomenys24, siekiant nustatyti atitinkamų elementų bendrą cheminę sudėtį (heterogeniškumą), o jų cheminės būsenos pateikiamos statistiniu būdu. Skirtingai nuo įprastinės korozijos, kurią sukelia chromo oksido plėvelės irimas, dabartinė prasta pasyvacija ir prastas atsparumas korozijai priskiriami lokalizuotoms Fe3+ turtingoms nanosalelėms šalia Fe/Cr oksido sluoksnio, kurios gali būti apsauginio oksido ataka. Jis suformuoja plėvelę ir sukelia koroziją.
Deformuoto SDSS 2507 korozinis elgesys pirmiausia buvo įvertintas naudojant elektrocheminius matavimus. 1 paveiksle parodytos pasirinktų mėginių Nyquist ir Bode kreivės rūgštiniuose (pH = 1) vandeniniuose FeCl3 tirpaluose kambario temperatūroje. Pasirinktas elektrolitas veikia kaip stiprus oksidatorius, apibūdinantis pasyvavimo plėvelės polinkį irti. Nors medžiaga nebuvo stabiliai pažeista kambario temperatūroje, ši analizė suteikė įžvalgų apie galimus gedimo atvejus ir pokorozinius procesus. Ekvivalentinė grandinė (1d pav.) buvo naudojama elektrocheminės varžos spektroskopijos (EIS) spektrams pritaikyti, o atitinkami pritaikymo rezultatai pateikti 1 lentelėje. Bandant tirpalu apdorotus ir karštai apdorotus mėginius, atsirado nepilni pusapskritimiai, o atitinkami suspausti pusapskritimiai buvo šaltai valcuoti (1b pav.). EIS spektre pusapskritimio spindulys gali būti laikomas poliarizacijos varža (Rp)25,26. 1 lentelėje nurodyta tirpalu apdoroto SDSS Rp vertė yra apie 135 kΩ cm⁻², tačiau karštai apdirbto ir šaltai valcuoto SDSS atveju matome daug mažesnes vertes – atitinkamai 34,7 ir 2,1 kΩ cm⁻². Šis reikšmingas Rp sumažėjimas rodo neigiamą plastinės deformacijos poveikį pasyvacijai ir atsparumui korozijai, kaip parodyta ankstesnėse ataskaitose 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode impedanso ir fazės diagramos bei ekvivalentinis grandinės modelis d, kur RS yra elektrolito varža, Rp yra poliarizacijos varža, o QCPE yra pastovi fazės elemento oksidas, naudojamas neidealiai talpai (n) modeliuoti. EIS matavimai buvo atlikti esant potencialui be apkrovos.
Pirmos eilės konstantos parodytos Bode diagramoje, o aukšto dažnio plokštuma žymi elektrolito varžą RS26. Mažėjant dažniui, varža didėja ir randamas neigiamas fazės kampas, rodantis talpos dominavimą. Fazės kampas didėja, išlaikydamas maksimalią vertę gana plačiame dažnių diapazone, o tada mažėja (1c pav.). Tačiau visais trimis atvejais ši maksimali vertė vis tiek yra mažesnė nei 90°, o tai rodo netobulą talpinį elgesį dėl talpinės dispersijos. Taigi, QCPE pastovios fazės elementas (CPE) naudojamas tarpfaziniam talpos pasiskirstymui, gautam iš paviršiaus šiurkštumo arba nehomogeniškumo, ypač atsižvelgiant į atominį mastelį, fraktalinę geometriją, elektrodo poringumą, nevienodą potencialą ir nuo paviršiaus priklausantį srovės pasiskirstymą, pavaizduoti. Elektrodo geometrija31,32. CPE varža:
kur j yra įsivaizduojamas skaičius, o ω yra kampinis dažnis. QCPE yra nuo dažnio nepriklausoma konstanta, proporcinga aktyviam elektrolito atviram plotui. n yra bematis galios skaičius, apibūdinantis kondensatoriaus nuokrypį nuo idealaus talpinio elgesio, t. y. kuo arčiau n yra 1, tuo CPE yra arčiau grynosios talpos, o jei n yra artimas nuliui, tai yra varža. Mažas n nuokrypis, artimas 1, rodo netobulą paviršiaus talpinį elgesį po poliarizacijos bandymo. Šalto valcavimo SDSS QCPE yra daug didesnis nei panašių gaminių, o tai reiškia, kad paviršiaus kokybė yra mažiau vienoda.
Kaip ir dauguma nerūdijančio plieno atsparumo korozijai savybių, santykinai didelis SDSS Cr kiekis paprastai lemia geresnį SDSS atsparumą korozijai dėl pasyvios apsauginės oksido plėvelės paviršiuje17. Šioje pasyvuojančioje plėvelėje paprastai gausu Cr3+ oksidų ir (arba) hidroksidų, daugiausia integruojančių Fe2+, Fe3+ oksidus ir (arba) (oksi)hidroksidus33. Nepaisant to paties paviršiaus vienodumo, pasyvuojančio oksido sluoksnio ir matomų pažeidimų nebuvimo paviršiuje, kaip nustatyta mikroskopiniais vaizdais6,7, karštai apdirbto ir šaltai valcuoto SDSS korozinis elgesys yra skirtingas, todėl reikia nuodugniai ištirti plieno deformacijos mikrostruktūrą ir struktūrines savybes.
Deformuoto nerūdijančio plieno mikrostruktūra buvo kiekybiškai ištirta naudojant vidinius ir sinchrotroninius didelės energijos rentgeno spindulius (1 ir 2 papildomi paveikslai). Išsami analizė pateikta papildomoje informacijoje. Nors jie daugiausia atitinka pagrindinės fazės tipą, randami fazės tūrio dalių skirtumai, kurie išvardyti 1 papildomoje lentelėje. Šie skirtumai gali būti susiję su nehomogeninėmis fazės dalimis paviršiuje, taip pat su tūrinėmis fazės dalimis, atliktomis skirtinguose gyliuose. Aptikimas rentgeno spindulių difrakcija (XRD) su įvairiais krintančių fotonų energijos šaltiniais. Santykinai didesnė austenito dalis šaltai valcuotuose bandiniuose, nustatyta XRD iš laboratorinio šaltinio, rodo geresnį pasyvavimą ir atitinkamai geresnį atsparumą korozijai35, o tikslesni ir statistiniai rezultatai rodo priešingas fazių proporcijų tendencijas. Be to, plieno atsparumas korozijai taip pat priklauso nuo grūdelių smulkinimo laipsnio, grūdelių dydžio sumažėjimo, mikrodeformacijų padidėjimo ir dislokacijų tankio, atsirandančio termomechaninio apdorojimo metu36,37,38. Karštai valcuoti bandiniai pasižymi grūdėtesniu pobūdžiu, rodančiu mikrono dydžio grūdelius, o lygūs žiedai, pastebėti šaltai valcuotuose bandiniuose (papildomas 3 pav.), rodo reikšmingą grūdelių susmulkinimą iki nanoskalės ankstesniuose darbuose6, kuris turėtų prisidėti prie plėvelės pasyvavimo susidarymo ir atsparumo korozijai padidėjimo. Didesnis dislokacijų tankis paprastai siejamas su mažesniu atsparumu taškinei deformacijai, o tai gerai atitinka elektrocheminius matavimus.
Elementariųjų elementų mikrodomenų cheminių būsenų pokyčiai buvo sistemingai tirti naudojant X-PEEM. Nepaisant legiruojančių elementų gausos, čia buvo pasirinkti Cr, Fe, Ni ir Ce39, nes Cr yra pagrindinis elementas pasyvavimo plėvelės susidarymui, Fe yra pagrindinis plieno elementas, o Ni sustiprina pasyvavimą ir subalansuoja ferito-austenitinę fazės struktūrą bei Ce modifikavimo paskirtį. Reguliuojant sinchrotroninės spinduliuotės energiją, RAS paviršius buvo padengtas pagrindinėmis Cr (briauna L2.3), Fe (briauna L2.3), Ni (briauna L2.3) ir Ce (briauna M4.5) savybėmis. Karštasis formavimas ir šaltasis valcavimas Ce-2507 SDSS. Tinkama duomenų analizė buvo atlikta įtraukiant energijos kalibravimą su paskelbtais duomenimis (pvz., XAS 40, 41 ant Fe L2, 3 briaunų).
2 pav. parodyti karštai apdoroto (2a pav.) ir šaltai valcuoto (2d pav.) Ce-2507 SDSS ir atitinkamų Cr bei Fe L2,3 XAS briaunų X-PEEM vaizdai atskirai pažymėtose vietose. XAS L2,3 briauna zonduoja neužimtas 3D būsenas po elektronų fotosužadinimo sukinio-orbitos dalijimosi lygmenyse 2p3/2 (L3 briauna) ir 2p1/2 (L2 briauna). Informacija apie Cr valentinę būseną buvo gauta iš XAS L2,3 briaunoje 2b pav., e. Palyginus su teisėjais. 42,43, matyti, kad šalia L3 briaunos pastebėtos keturios smailės, pavadintos A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) ir D (582,2 eV), atspindinčios oktaedrinį Cr3+, atitinkantį Cr2O3 joną. Eksperimentiniai spektrai atitinka b ir e paveikslėliuose pateiktus teorinius skaičiavimus, gautus atlikus daugkartinius kristalinio lauko Cr L2.3 sąsajoje skaičiavimus, naudojant 2,0 eV44 kristalinį lauką. Abu karštai apdirbto ir šaltai valcuoto SDSS paviršiai padengti santykinai vienodu Cr2O3 sluoksniu.
Termiškai deformuoto SDSS, atitinkančio b Cr L2.3 kraštą ir c Fe L2.3 kraštą, X-PEEM terminis vaizdas, d šaltai valcuoto SDSS, atitinkančio e Cr L2.3 kraštą ir f Fe L2.3 krašto pusę (f), X-PEEM terminis vaizdas. XAS spektrai nubraižyti skirtingose ​​erdvinėse pozicijose, pažymėtose terminiuose vaizduose (a, d), oranžinės punktyrinės linijos (b) ir (e) vaizduose žymi sumodeliuotus Cr3+ XAS spektrus, kai kristalinio lauko vertė yra 2,0 eV. X-PEEM vaizdams naudokite terminę paletę, kad pagerintumėte vaizdo įskaitomumą, kur spalvos nuo mėlynos iki raudonos yra proporcingos rentgeno spindulių absorbcijos intensyvumui (nuo mažo iki didelio).
Nepriklausomai nuo šių metalinių elementų cheminės aplinkos, abiejų mėginių Ni ir Ce legiruojančių elementų priedų cheminė būsena nepakito. Papildomas brėžinys. 5–9 paveiksluose pateikti Ni ir Ce X-PEEM vaizdai ir atitinkami XAS spektrai įvairiose karštai apdorotų ir šaltai valcuotų bandinių paviršiaus vietose. Ni XAS rodo Ni2+ oksidacijos būsenas per visą išmatuotą karštai apdorotų ir šaltai valcuotų bandinių paviršių (papildomas aptarimas). Reikėtų pažymėti, kad karštai apdorotų mėginių atveju Ce XAS signalas nebuvo pastebėtas, o šaltai valcuotų mėginių atveju buvo pastebėtas Ce3+ spektras. Ce dėmių stebėjimas šaltai valcuotuose mėginiuose parodė, kad Ce daugiausia atsiranda nuosėdų pavidalu.
Termiškai deformuotame SDSS nebuvo pastebėta jokių vietinių XAS struktūrinių pokyčių Fe L2,3 krašte (2c pav.). Tačiau Fe matrica mikroregioniškai keičia savo cheminę būseną septyniuose atsitiktinai parinktuose šalto valcavimo SDSS taškuose, kaip parodyta 2f pav. Be to, siekiant gauti tikslų vaizdą apie Fe būsenos pokyčius pasirinktose vietose 2f pav., buvo atlikti vietiniai paviršiaus tyrimai (3 pav. ir papildomas 10 pav.), kuriuose buvo pasirinkti mažesni apskritimo formos regionai. α-Fe2O3 sistemų Fe L2,3 krašto ir Fe2+ oktaedrinių oksidų XAS spektrai buvo modeliuojami atliekant daugybinius kristalinio lauko skaičiavimus, naudojant 1,0 (Fe2+) ir 1,0 (Fe3+)44 kristalinius laukus. Atkreipiame dėmesį, kad α-Fe2O3 ir γ-Fe2O3 turi skirtingas vietines simetrijas45,46, Fe3O4 yra Fe2+ ir Fe3+ derinys,47 o FeO45 yra formaliai dvivalentis Fe2+ oksidas (3d6). Atkreipiame dėmesį, kad α-Fe2O3 ir γ-Fe2O3 turi skirtingas vietines simetrijas45,46, Fe3O4 turi Fe2+ ir Fe3+ derinį,47 o FeO45 yra formaliai dvivalentis Fe2+ oksidas (3d6).Atkreipkite dėmesį, kad α-Fe2O3 ir γ-Fe2O3 turi skirtingas vietines simetrijas45,46, Fe3O4 jungia Fe2+ ir Fe3+,47 o FeO45 formaliai dvivalenčio oksido Fe2+ (3d6) pavidalu.Atkreipkite dėmesį, kad α-Fe2O3 ir γ-Fe2O3 turi skirtingas vietines simetrijas45,46, Fe3O4 turi Fe2+ ir Fe3+ derinį,47 o FeO45 veikia kaip formalus dvivalentis Fe2+ oksidas (3d6). Visi Fe3+ jonai α-Fe2O3 turi tik Oh pozicijas, o γ-Fe2O3 paprastai vaizduojamas Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spineliu su vakansijomis eg pozicijose. Todėl Fe3+ jonai γ-Fe2O3 turi ir Td, ir Oh pozicijas. Kaip minėta ankstesniame straipsnyje,45 nors šių dviejų junginių intensyvumo santykis skiriasi, jų intensyvumo santykis eg/t2g yra ≈1, o šiuo atveju stebimas intensyvumo santykis eg/t2g yra apie 1. Tai atmeta galimybę, kad dabartinėje situacijoje yra tik Fe3+. Atsižvelgiant į Fe3O4 atvejį, kai yra ir Fe2+, ir Fe3+, pirmoji žinoma savybė, turinti silpnesnę (stipresnę) L3 briauną Fe atveju, rodo mažesnę (didesnę) neužimtą būseną t2g. Tai taikoma Fe2+ (Fe3+), o tai rodo, kad pirmoji padidėjusio kiekio savybė rodo padidėjusį Fe2+47 kiekį. Šie rezultatai rodo, kad šaltai valcuotų kompozitų paviršiuje dominuoja Fe2+ ir γ-Fe2O3, α-Fe2O3 ir (arba) Fe3O4 sambūvis.
Padidinti XAS spektrų (a, c) ir (b, d) fotoelektronų terminio vaizdavimo vaizdai, kertantys Fe L2,3 briauną įvairiose erdvinėse pozicijose pasirinktose 2 ir E srityse, pavaizduotose 2d pav.
Gauti eksperimentiniai duomenys (4a pav. ir papildomas 11 pav.) nubraižomi ir palyginami su grynų junginių 40, 41, 48 duomenimis. Trys skirtingi eksperimentiškai stebimų Fe L krašto XAS spektrų tipai (XAS-1, XAS-2 ir XAS-3: 4a pav.). Visų pirma, visame aptikimo plote buvo stebimas 2-a spektras (žymimas XAS-1) 3b pav., po kurio seka 2-b spektras (pažymėtas XAS-2), o 3d pav. stebėti tokie spektrai kaip E-3 (pažymėti XAS-3) buvo stebimi tam tikrose vietose. Paprastai tiriamame mėginyje esančioms valentingumo būsenoms nustatyti buvo naudojami keturi parametrai: (1) spektrinės charakteristikos L3 ir L2, (2) charakteristikų L3 ir L2 energijos pozicijos, (3) energijos skirtumas L3-L2, (4) L2/L3 intensyvumo santykis. Remiantis vizualiniais stebėjimais (4a pav.), tiriamame SDSS paviršiuje yra visi trys Fe komponentai, būtent Fe0, Fe2+ ir Fe3+. Apskaičiuotas intensyvumo santykis L2/L3 taip pat rodė visų trijų komponentų buvimą.
a Imituoti Fe XAS spektrai su trimis skirtingais eksperimentiniais duomenimis (ištisinės linijos XAS-1, XAS-2 ir XAS-3 atitinka 2-a, 2-b ir E-3 2 ir 3 paveiksluose). Palyginimas. Oktaedrai Fe2+, Fe3+, kurių kristalinio lauko vertės yra atitinkamai 1,0 eV ir 1,5 eV, eksperimentiniai duomenys, išmatuoti naudojant bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3), ir atitinkamai optimizuoti LCF duomenys (ištisinė juoda linija), taip pat XAS-3 spektrai su Fe3O4 (mišri Fe būsena) ir Fe2O3 (grynas Fe3+) standartais.
Geležies oksido sudėčiai kiekybiškai įvertinti buvo naudojamas trijų standartų 40, 41, 48 tiesinis kombinacinis aproksimavimas (LCF). LCF buvo pritaikytas trims pasirinktiems Fe L krašto XAS spektrams, kurie rodo didžiausią kontrastą, būtent XAS-1, XAS-2 ir XAS-3, kaip parodyta 4b–d paveiksluose. LCF aproksimacijoms visais atvejais buvo atsižvelgta į 10 % Fe0, nes visuose duomenyse pastebėjome nedidelį nuolydį, taip pat dėl ​​to, kad metalinė geležis yra pagrindinė plieno sudedamoji dalis. Iš tiesų, X-PEEM bandymo gylis Fe (~6 nm)49 yra didesnis nei apskaičiuotas oksidacijos sluoksnio storis (šiek tiek > 4 nm), todėl galima aptikti signalą iš geležies matricos (Fe0) po pasyvavimo sluoksniu. Iš tiesų, X-PEEM bandymo gylis Fe (~6 nm)49 yra didesnis nei apskaičiuotas oksidacijos sluoksnio storis (šiek tiek > 4 nm), todėl galima aptikti signalą iš geležies matricos (Fe0) po pasyvavimo sluoksniu. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (нем4нотонго) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Iš tiesų, zondo X-PEEM gylis Fe (~6 nm)49 yra didesnis nei numatomas oksidacijos sluoksnio storis (šiek tiek >4 nm), todėl galima aptikti signalą iš geležies matricos (Fe0) po pasyvavimo sluoksniu.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 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略＋ 4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 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оомносина оомносина 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Iš tiesų, Fe (~6 nm) 49 aptikimo gylis X-PEEM metodu yra didesnis nei numatomas oksido sluoksnio storis (šiek tiek > 4 nm), todėl galima aptikti signalą iš geležies matricos (Fe0) po pasyvavimo sluoksniu. .Siekiant rasti geriausią įmanomą sprendimą gautiems eksperimentiniams duomenims, buvo atlikti įvairūs Fe2+ ir Fe3+ deriniai. 4b paveiksle parodytas XAS-1 spektras Fe2+ ir Fe3+ deriniui, kuriame Fe2+ ir Fe3+ proporcijos buvo panašios maždaug 45 %, o tai rodo mišrias Fe oksidacijos būsenas. Tuo tarpu XAS-2 spektre Fe2+ ir Fe3+ procentinė dalis yra atitinkamai ~30 % ir 60 %. Fe2+ ​​yra mažesnis nei Fe3+. Fe2+ ir Fe3 santykis, lygus 1:2, reiškia, kad Fe3O4 gali susidaryti tokiu pačiu santykiu tarp Fe jonų. Be to, XAS-3 spektre Fe2+ ir Fe3+ procentinė dalis yra ~10 % ir 80 %, o tai rodo didesnę Fe2+ konversiją į Fe3+. Kaip minėta aukščiau, Fe3+ gali susidaryti iš α-Fe2O3, γ-Fe2O3 arba Fe3O4. Siekiant suprasti labiausiai tikėtiną Fe3+ šaltinį, XAS-3 spektras buvo nubraižytas su skirtingais Fe3+ standartais 4e paveiksle, parodant panašumą su abiem standartais, atsižvelgiant į B smailę. Tačiau pečių smailių intensyvumas (A: iš Fe2+) ir B/A intensyvumo santykis rodo, kad XAS-3 spektras yra artimas, bet nesutampa su γ-Fe2O3 spektru. Palyginti su bendru γ-Fe2O3, A SDSS Fe2p XAS smailės intensyvumas yra šiek tiek didesnis (4e pav.), o tai rodo didesnį Fe2+ intensyvumą. Nors XAS-3 spektras yra panašus į γ-Fe2O3, kur Fe3+ yra Oh ir Td pozicijose, skirtingų valentinių būsenų ir koordinacijos tik išilgai L2,3 krašto arba L2/L3 intensyvumo santykio nustatymas tebėra nuolatinių tyrimų objektas. Dėl įvairių veiksnių, turinčių įtakos galutiniam spektrui, sudėtingumo, diskusijų tebėra.
Be aukščiau aprašytų pasirinktų dominančių sričių cheminės būsenos spektrinių skirtumų, pagrindinių elementų Cr ir Fe pasaulinis cheminis heterogeniškumas taip pat buvo įvertintas klasifikuojant visus mėginio paviršiuje gautus XAS spektrus naudojant K vidurkių klasterizavimo metodą. Cr L briaunų profiliai sudaro du erdvėje paskirstytus optimalius klasterius karštai apdorotuose ir šaltai valcuotuose bandiniuose, parodytuose 5 pav. Akivaizdu, kad jokie vietiniai struktūriniai pokyčiai nėra suvokiami kaip panašūs, nes du XAS Cr spektrų centroidai yra palyginami. Šios dviejų klasterių spektrinės formos yra beveik identiškos Cr2O342 klasterių formoms, o tai reiškia, kad Cr2O3 sluoksniai SDSS paviršiuje yra išdėstyti santykinai tolygiai.
Cr L K reiškia kraštinių sričių klasterius, o b yra atitinkamus XAS centroidus. Šalto valcavimo SDSS K vidurkių X-PEEM palyginimo rezultatai: c Cr L2.3 K vidurkių klasterių kraštinė regionas ir d atitinkami XAS centroidai.
Sudėtingesniems FeL briaunų žemėlapiams iliustruoti karštai apdirbtiems ir šaltai valcuotiems bandiniams buvo panaudoti atitinkamai keturi ir penki optimizuoti klasteriai ir su jais susiję centroidai (spektriniai profiliai). Todėl Fe2+ ir Fe3+ procentinę dalį (%) galima gauti pritaikius 4 paveiksle parodytą LCF. Pseudoelektrodo potencialas Epseudo kaip Fe0 funkcija buvo panaudotas paviršiaus oksido plėvelės mikrocheminiam nehomogeniškumui atskleisti. Epseudo apytiksliai įvertinamas pagal maišymo taisyklę,
kur \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) lygus \(\rm{Fe} + 2e^ – \ iki \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), atitinkamai 0,440 ir 0,036 V. Regionuose su mažesniu potencialu yra didesnis Fe3+ junginio kiekis. Termiškai deformuotų mėginių potencialų pasiskirstymas yra sluoksniuotas, o didžiausias pokytis yra apie 0,119 V (6a, b pav.). Šis potencialų pasiskirstymas yra glaudžiai susijęs su paviršiaus topografija (6a pav.). Jokių kitų nuo padėties priklausomų pokyčių apatiniame sluoksniuotame viduje nepastebėta (6b pav.). Priešingai, jungiant skirtingus oksidus su skirtingu Fe2+ ir Fe3+ kiekiu šaltai valcuotame SDSS, galima pastebėti nevienalytį pseudopotencialo pobūdį (6c, d pav.). Fe3+ oksidai ir (arba) (oksi)hidroksidai yra pagrindinės plieno rūdžių sudedamosios dalys, kurios yra laidžios deguoniui ir vandeniui50. Šiuo atveju salos, kuriose gausu Fe3+, laikomos lokaliai pasiskirstiusiomis ir gali būti laikomos korozijos paveiktomis sritimis. Tuo pačiu metu potencialo lauko gradientas, o ne absoliuti potencialo vertė, gali būti naudojamas kaip aktyvios korozijos vietų lokalizacijos indikatorius. Šis netolygus Fe2+ ir Fe3+ pasiskirstymas šaltai valcuoto SDSS paviršiuje gali pakeisti vietinę cheminę sudėtį ir suteikti praktiškesnį aktyvų paviršiaus plotą oksido plėvelės irimo ir korozijos reakcijų metu, leisdamas pagrindinei metalo matricai toliau koroduoti, dėl to atsiranda vidinis heterogeniškumas. ir sumažinti pasyvuojančio sluoksnio apsaugines savybes.
K vidurkių klasteriai ir atitinkami XAS centroidai karštai deformuoto X-PEEM ac ir df šaltai valcuoto SDSS Fe L2.3 krašto srityje. a, d K vidurkių klasterių grafikai, uždėti ant X-PEEM vaizdų. Apskaičiuotas pseudoelektrodo potencialas (Epseudo) pateikiamas kartu su K vidurkių klasterių grafiku. X-PEEM vaizdo ryškumas, kaip ir spalva 2 pav., yra proporcingas rentgeno spindulių sugerties intensyvumui.
Santykinai vienodas Cr, bet skirtinga Fe cheminė būsena lemia skirtingus oksido plėvelės pažeidimus ir korozijos modelius karštai valcuotame ir šaltai valcuotame Ce-2507. Ši šaltai valcuoto Ce-2507 savybė buvo gerai ištirta. Atsižvelgiant į Fe oksidų ir hidroksidų susidarymą aplinkos ore šiame beveik neutraliame darbe, reakcijos yra tokios:
Remiantis X-PEEM analize, aukščiau pateiktos reakcijos vyksta šiais scenarijais. Mažas Fe0 atitinkantis petys yra susijęs su po ja esančiu metaliniu geležiu. Metalinio Fe reakcija su aplinka lemia Fe(OH)2 sluoksnio susidarymą (5 lygtis), kuris sustiprina Fe2+ signalą Fe L krašto XAS. Ilgalaikis sąlytis su oru gali sukelti Fe3O4 ir (arba) Fe2O3 oksidų susidarymą po Fe(OH)252,53. Cr3+ turtingame apsauginiame sluoksnyje taip pat gali susidaryti dvi stabilios Fe formos – Fe3O4 ir Fe2O3, iš kurių Fe3O4 teikia pirmenybę vienodai ir lipniai struktūrai. Abiejų buvimas lemia mišrias oksidacijos būsenas (XAS-1 spektras). XAS-2 spektras daugiausia atitinka Fe3O4. Nors XAS-3 spektrų stebėjimas keliose vietose parodė visišką konversiją į γ-Fe2O3. Kadangi išlankstytų rentgeno spindulių prasiskverbimo gylis yra apie 50 nm, signalas iš apatinio sluoksnio lemia didesnį A smailės intensyvumą.
XPA spektras rodo, kad oksido plėvelėje esantis Fe komponentas turi sluoksniuotą struktūrą, sujungtą su Cr oksido sluoksniu. Priešingai nei pasyvacijos požymiai dėl vietinio Cr2O3 nehomogeniškumo korozijos metu, nepaisant vienodo Cr2O3 sluoksnio šiame darbe, šiuo atveju stebimas mažas atsparumas korozijai, ypač šaltai valcuotų bandinių atveju. Stebimą elgesį galima suprasti kaip cheminės oksidacijos būsenos nevienalytiškumą viršutiniame sluoksnyje (Fe), kuris turi įtakos korozijos savybėms. Dėl tos pačios viršutinio sluoksnio (geležies oksido) ir apatinio sluoksnio (chromo oksido) stechiometrijos52,53 geresnė sąveika (sukibimas) tarp jų lemia lėtesnį metalo arba deguonies jonų pernašą gardelėje, o tai savo ruožtu padidina atsparumą korozijai. Todėl nuolatinis stechiometrinis santykis, t. y. viena Fe oksidacijos būsena, yra tinkamesnis nei staigūs stechiometriniai pokyčiai. Termiškai deformuotas SDSS turi vienodesnį paviršių, tankesnį apsauginį sluoksnį ir geresnį atsparumą korozijai. Tuo tarpu šalto valcavimo SDSS atveju Fe3+ turtingų salelių buvimas po apsauginiu sluoksniu pažeidžia paviršiaus vientisumą ir sukelia galvaninę koroziją su netoliese esančiu substratu, dėl ko smarkiai sumažėja Rp (1 lentelė). EIS spektras ir jo atsparumas korozijai sumažėja. Matyti, kad dėl plastinės deformacijos susidaręs Fe3+ turtingų salelių lokalus pasiskirstymas daugiausia veikia atsparumą korozijai, o tai yra šio darbo proveržis. Taigi, šiame tyrime pateikiami spektroskopiniai mikroskopiniai SDSS mėginių, tirtų plastinės deformacijos metodu, atsparumo korozijai sumažėjimo vaizdai.
Be to, nors retųjų žemių elementų legiravimas dvifaziuose plienuose pasižymi geresnėmis eksploatacinėmis savybėmis, šio priedo elemento sąveika su individualia plieno matrica, vertinant pagal spektroskopinę mikroskopiją, lieka neaiški. Ce signalai (per XAS M kraštus) atsiranda tik keliose vietose šaltojo valcavimo metu, tačiau išnyksta karštosios SDSS deformacijos metu, o tai rodo vietinį Ce nusėdimą plieno matricoje, o ne homogeninį legiravimą. Nors SDSS mechaninės savybės reikšmingai nepagerėja6,7, retųjų žemių elementų buvimas sumažina intarpų dydį ir manoma, kad jie slopina taškinį susidarymą pradinėje srityje54.
Apibendrinant, šiame darbe atskleidžiamas paviršiaus heterogeniškumo poveikis 2507 SDSS, modifikuoto ceriu, korozijai, kiekybiškai įvertinant nanoskalės komponentų cheminę sudėtį. Į klausimą, kodėl nerūdijantis plienas koroduoja net ir po apsauginiu oksido sluoksniu, atsakome kiekybiškai įvertindami jo mikrostruktūrą, paviršiaus chemiją ir signalo apdorojimą naudodami K-vidurkių klasterizaciją. Nustatyta, kad salos, kuriose gausu Fe3+, įskaitant jų oktaedrinę ir tetraedrinę koordinaciją išilgai viso mišraus Fe2+/Fe3+ struktūros, yra šaltai valcuotos oksido plėvelės SDSS pažeidimų ir korozijos šaltinis. Nanosalelės, kuriose dominuoja Fe3+, lemia prastą atsparumą korozijai net ir esant pakankamam stechiometriniam Cr2O3 pasyvavimo sluoksniui. Be metodologinės pažangos nustatant nanoskalės cheminio heterogeniškumo poveikį korozijai, tikimasi, kad tęsiami darbai įkvėps inžinerinius procesus, skirtus pagerinti nerūdijančio plieno atsparumą korozijai plieno gamybos metu.
Norint paruošti šiame tyrime naudojamą Ce-2507 SDSS luitą, mišri sudėtis, įskaitant Fe-Ce pagrindinį lydinį, užsandarintą gryno geležies vamzdeliu, buvo išlydyta 150 kg vidutinio dažnio indukcinėje krosnyje, kad būtų gautas išlydytas plienas, ir supilta į formą. Išmatuotos cheminės sudėties (masės %) pateiktos 2 papildomoje lentelėje. Luitai pirmiausia karštai kalami į blokus. Tada jie atkaitinami 1050 °C temperatūroje 60 min., kad būtų gautas kieto tirpalo būsenos plienas, o po to atvėsinami vandenyje iki kambario temperatūros. Tiriami mėginiai buvo išsamiai ištirti naudojant TEM ir DOE, siekiant ištirti fazes, grūdelių dydį ir morfologiją. Išsamesnės informacijos apie mėginius ir gamybos procesą galima rasti kituose šaltiniuose6,7.
Karštam suspaudimui skirti cilindriniai bandiniai (φ10 mm × 15 mm) buvo apdoroti taip, kad cilindro ašis būtų lygiagreti bloko deformacijos krypčiai. Aukštos temperatūros suspaudimas buvo atliekamas esant įvairioms temperatūroms nuo 1000 iki 1150 °C, naudojant „Gleeble-3800“ terminį simuliatorių, esant pastoviam deformacijos greičiui nuo 0,01 iki 10 s⁻¹. Prieš deformaciją bandiniai 2 minutes buvo kaitinami 10 °C s⁻¹ greičiu pasirinktoje temperatūroje, kad būtų pašalintas temperatūros gradientas. Pasiekus temperatūros vienodumą, bandinys deformuojamas iki tikrosios 0,7 deformacijos vertės. Po deformacijos bandiniai nedelsiant atvėsinami vandeniu, kad būtų išsaugota deformuota struktūra. Sukietėjęs bandinys pjaustomas lygiagrečiai suspaudimo krypčiai. Šiam konkrečiam tyrimui pasirinkome bandinį, kurio karštojo deformacijos sąlygos buvo 1050 °C, 10 s⁻¹, nes stebėtas mikrokietumas buvo didesnis nei kitų bandinių7.
Dideli (80 × 10 × 17 mm3) Ce-2507 kietojo tirpalo mėginiai buvo panaudoti LG-300 trifaziame asinchroniniame dviejų valcų malūne, pasižyminčiame geriausiomis mechaninėmis savybėmis tarp visų kitų deformacijos lygių6. Kiekvieno kelio deformacijos greitis ir storio sumažėjimas yra atitinkamai 0,2 m·s-1 ir 5 %.
SDSS elektrocheminiams matavimams atlikti buvo naudojama „Autolab PGSTAT128N“ elektrocheminė darbo stotis po šaltojo valcavimo iki 90 % storio sumažėjimo (1,0 ekvivalento tikroji deformacija) ir po karštojo presavimo 1050 °C temperatūroje 10 s⁻¹ greičiu iki 0,7 tikrosios deformacijos. Darbo stotyje yra trijų elektrodų celė su sočiu kalomelio elektrodu kaip etaloniniu elektrodu, grafito priešpriešiniu elektrodu ir SDSS mėginiu kaip darbiniu elektrodu. Mėginiai buvo supjaustyti į 11,3 mm skersmens cilindrus, prie kurių šonų buvo lituoti variniai laidai. Tada mėginiai buvo pritvirtinti epoksidine derva, paliekant 1 cm2 darbinį atvirą plotą kaip darbinį elektrodą (cilindrinio bandinio apatinė pusė). Epoksidinės dervos kietinimo ir vėlesnio šlifavimo bei poliravimo metu reikia būti atsargiems, kad neatsirastų įtrūkimų. Darbiniai paviršiai buvo šlifuoti ir poliruoti deimantine poliravimo suspensija, kurios dalelių dydis yra 1 μm, nuplauti distiliuotu vandeniu ir etanoliu ir džiovinti šaltame ore. Prieš atliekant elektrocheminius matavimus, poliruoti mėginiai kelias dienas buvo veikiami oro, kad susidarytų natūrali oksido plėvelė. Nerūdijančio plieno korozijai paspartinti naudojamas vandeninis FeCl3 (6,0 masės %) tirpalas, pagal ASTM rekomendacijas stabilizuotas HCl iki pH = 1,0 ± 0,01,55 nes šis plienas yra korozinis esant chlorido jonams, pasižymintiems stipriu oksidaciniu pajėgumu ir žemu pH (pagal aplinkosaugos standartus G48 ir A923). Prieš atliekant bet kokius matavimus, mėginys 1 valandą panardinamas į tiriamąjį tirpalą, kad būtų pasiekta beveik pastovi būsena. Kietojo tirpalo, karštai formuotų ir šaltai valcuotų mėginių impedanso matavimai atlikti esant atvirosios grandinės potencialams (OPC) atitinkamai 0,39, 0,33 ir 0,25 V, dažnių diapazone nuo 1 · 105 iki 0,1 Hz, o amplitudė – 5 mV. Visi cheminiai bandymai buvo pakartoti bent 3 kartus tomis pačiomis sąlygomis, siekiant užtikrinti duomenų atkuriamumą.
HE-SXRD matavimams atlikti buvo išmatuoti stačiakampiai dvipusio plieno blokai, kurių matmenys 1 × 1 × 1,5 mm3, siekiant kiekybiškai įvertinti Brockhouse didelės energijos vibratoriaus pluošto fazinę sudėtį CLS, Kanadoje56. Duomenų rinkimas buvo atliktas naudojant Debye-Scherrer geometriją arba perdavimo geometriją kambario temperatūroje. Rentgeno spindulių bangos ilgis, kalibruotas LaB6 kalibratoriumi, yra 0,212561 Å, tai atitinka 58 keV, tai yra daug daugiau nei Cu Kα (8 keV), dažniausiai naudojamo kaip laboratorinis rentgeno spindulių šaltinis. Mėginys buvo 740 mm atstumu nuo detektoriaus. Kiekvieno mėginio aptikimo tūris yra 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, kuris nustatomas pagal pluošto dydį ir mėginio storį. Visi duomenys buvo surinkti naudojant Perkin Elmer ploto detektorių, plokščiąjį rentgeno spindulių detektorių, 200 µm pikselių, 40 × 40 cm2, naudojant 0,3 s ekspozicijos laiką ir 120 kadrų.
Dviejų pasirinktų modelių sistemų X-PEEM matavimai buvo atlikti „Beamline MAXPEEM PEEM“ galinėje stotyje MAX IV laboratorijoje (Lundas, Švedija). Mėginiai buvo paruošti taip pat, kaip ir elektrocheminiams matavimams. Paruošti mėginiai kelias dienas buvo laikomi ore ir degazuoti itin aukšto vakuumo kameroje, prieš apšvitinant sinchrotroniniais fotonais. Pluošto linijos energetinė skiriamoji geba buvo gauta matuojant jonų išeigos spektrą sužadinimo srityje nuo N1s iki 1\(\pi _g^ \ast\) netoli hv = 401 eV N2 atmosferoje, fotono energijai priklausant nuo E3/2, 57. Aproksimacijos spektrai parodė, kad ΔE (spektrinės linijos plotis) išmatuotoje energijos diapazone yra apie 0,3 eV. Todėl, naudojant modifikuotą SX-700 monochromatorių su Si 1200 linijų mm−1 gardele Fe 2p L2,3 kraštui, Cr 2p L2,3 kraštui, Ni 2p L2,3 kraštui ir Ce M4,5 kraštui, spindulio linijos energijos skiriamoji geba buvo įvertinta kaip E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000, o srautas – ≈1012 ph/s. Todėl, naudojant modifikuotą SX-700 monochromatorių su Si 1200 linijų mm−1 gardele Fe 2p L2.3 briaunai, Cr 2p L2.3 briaunai, Ni 2p L2.3 briaunai ir Ce M4.5 briaunai, spindulio linijos energijos skiriamoji geba buvo įvertinta kaip E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000, o srautas – ≈1012 ph/s. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 01010 использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, 2pромка, 3 кромка Ni 2p L2,3 ir кромка Ce M4,5. Taigi, naudojant modifikuotą SX-700 monochromatorių su 1200 linijų/mm Si gardele Fe kraštui 2p L2,3, Cr kraštui 2p L2,3, Ni kraštui 2p L2,3 ir Ce kraštui M4,5, spindulio kanalo energijos skiriamoji geba buvo įvertinta kaip E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ir srautas ≈1012 f/s.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，通蜿s. 1200 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 M 边缘、Ni 2p, L2e、Ni 2p, L2,3 边缘边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 木 並 PH/S ，带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 用 用 缁 L2.3 边缘老 L2iCr3 、 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Taigi, naudojant modifikuotą SX-700 monochromatorių su 1200 linijų Si gardele. 3, Cr kraštas 2p L2.3, Ni kraštas 2p L2.3 ir Ce kraštas M4.5.Skenuojama fotonų energija 0,2 eV žingsniais. Kiekvienai energijai esant PEEM vaizdai buvo įrašyti naudojant TVIPS F-216 šviesolaidinį CMOS detektorių su 2 x 2 dėžėmis, kuris užtikrina 1024 × 1024 pikselių skiriamąją gebą 20 µm matymo lauke. Vaizdų ekspozicijos laikas buvo 0,2 s, vidutiniškai 16 kadrų. Fotoelektrono vaizdo energija parenkama taip, kad būtų užtikrintas maksimalus antrinio elektrono signalas. Visi matavimai atlikti esant normaliai krintančiam spinduliui, naudojant tiesiškai poliarizuotą fotonų pluoštą. Daugiau informacijos apie matavimus galima rasti ankstesniame tyrime. Išnagrinėjus bendro elektronų išeigos (TEY) aptikimo režimą ir jo taikymą X-PEEM49, šio metodo bandymų gylis Cr signalui yra apie 4–5 nm, o Fe – apie 6 nm. Cr gylis yra labai artimas oksido plėvelės storiui (~4 nm)60,61, o Fe gylis yra didesnis nei storis. FeL krašte surinktas XRD spektras yra geležies oksidų ir matricos Fe0 XRD mišinys. Pirmuoju atveju skleidžiamų elektronų intensyvumas gaunamas iš visų įmanomų elektronų tipų, kurie prisideda prie TEY. Tačiau gryno geležies signalui reikia didesnės kinetinės energijos, kad elektronai prasiskverbtų per oksido sluoksnį į paviršių ir būtų surinkti analizatoriaus. Šiuo atveju Fe0 signalas daugiausia gaunamas iš LVV Augerio elektronų, taip pat iš jų skleidžiamų antrinių elektronų. Be to, šių elektronų prisidedamas TEY intensyvumas mažėja elektronų ištrūkimo kelyje, dar labiau sumažindamas Fe0 spektrinį atsaką geležies XAS žemėlapyje.
Duomenų gavybos integravimas į duomenų kubą (X-PEEM duomenis) yra pagrindinis žingsnis išgaunant svarbią informaciją (chemines ar fizines savybes) daugiamačiu metodu. K-means klasterizavimas yra plačiai naudojamas keliose srityse, įskaitant mašininę regą, vaizdų apdorojimą, neprižiūrimą šablonų atpažinimą, dirbtinį intelektą ir klasifikacinę analizę. Pavyzdžiui, K-means klasterizavimas gerai veikia klasterizuojant hiperspektrinius vaizdų duomenis. Iš principo, daugiafunkcinius duomenis K-means algoritmas gali lengvai sugrupuoti pagal informaciją apie jų atributus (fotonų energijos savybes). K-means klasterizavimas yra iteracinis algoritmas, skirtas duomenims padalyti į K nepersidengiančias grupes (klasterius), kur kiekvienas pikselis priklauso konkrečiam klasteriui, priklausomai nuo cheminio nehomogeniškumo erdvinio pasiskirstymo plieno mikrostruktūrinėje sudėtyje. K-means algoritmas apima du etapus: pirmajame etape apskaičiuojami K centroidų, o antrajame etape kiekvienam taškui priskiriamas klasteris su gretimais centroidais. Klasterio svorio centras apibrėžiamas kaip to klasterio duomenų taškų (XAS spektro) aritmetinis vidurkis. Yra įvairių atstumų, kuriais galima apibrėžti kaimyninius centroidus kaip euklidinį atstumą. Įvesties vaizdui, kurio matmenys px,y (kur x ir y yra skiriamoji geba pikseliais), CK yra klasterio svorio centras; šį vaizdą galima segmentuoti (grupuoti) į K klasterių naudojant K-means63. Paskutiniai K-means klasterizavimo algoritmo žingsniai yra šie:
2 veiksmas. Apskaičiuokite visų pikselių priklausomybę pagal dabartinį centroidą. Pavyzdžiui, ji apskaičiuojama pagal euklidinį atstumą d tarp centro ir kiekvieno pikselio:
3 veiksmas. Priskirkite kiekvieną pikselį artimiausiam centroidui. Tada perskaičiuokite K centroido pozicijas taip:
4 veiksmas. Kartokite procesą (lygtys (7) ir (8)), kol centroidai konverguoja. Galutiniai klasterizavimo kokybės rezultatai yra stipriai koreliuojami su geriausiu pradinių centroidų pasirinkimu. Plieno vaizdų PEEM duomenų struktūroje X (x × y × λ) paprastai yra 3D masyvo duomenų kubas, o x ir y ašys žymi erdvinę informaciją (pikselių skiriamąją gebą), o λ ašis atitinka fotono energijos spektrinį vaizdą. K-vidurkių algoritmas naudojamas norint ištirti dominančius X-PEEM duomenų regionus, atskiriant pikselius (klasterius arba subblokus) pagal jų spektrines savybes ir išskiriant geriausius kiekvieno analito centroidus (XAS spektrinius profilius). Jis naudojamas erdviniam pasiskirstymui, vietiniams spektriniams pokyčiams, oksidacijos elgesiui ir cheminėms būsenoms tirti. Pavyzdžiui, K-vidurkių klasterizavimo algoritmas buvo naudojamas karštai apdirbto ir šaltai valcuoto X-PEEM Fe L krašto ir Cr L krašto regionams. Buvo išbandytas įvairus K klasterių (mikrostruktūros regionų) skaičius, siekiant rasti optimalius klasterius ir centroidus. Kai šie skaičiai rodomi, pikseliai priskiriami atitinkamiems klasterių centroidams. Kiekvienas spalvų pasiskirstymas atitinka klasterio centrą, rodantį cheminių arba fizinių objektų erdvinį išdėstymą. Išgauti centroidai yra grynų spektrų linijiniai deriniai.
Šio tyrimo rezultatus pagrindžiantys duomenys pateikiami pateikus pagrįstą atitinkamo WC autoriaus prašymą.
Sieurin, H. ir Sandström, R. Suvirinto dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas lūžiams. Sieurin, H. ir Sandström, R. Suvirinto dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas lūžiams. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. ir Sandström, R. Suvirinto dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas lūžiams. 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. ir Sandström, R. Suvirintų dvipusio lydinio nerūdijančiojo plieno atsparumas lūžiams.Britannia. Dalinė dalis. kailis. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH ir Van Der Merwe, J. Dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas korozijai pasirinktose organinėse rūgštyse ir organinių rūgščių/chloridų aplinkoje. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH ir Van Der Merwe, J. Dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas korozijai pasirinktose organinėse rūgštyse ir organinių rūgščių/chloridų aplinkoje.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. ir Van Der Merwe, J. Dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas korozijai aplinkoje, kurioje yra kai kurių organinių rūgščių ir organinių rūgščių/chloridų. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环墐耭煚 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nerūdijančio plieno 在特定的organic酸和organic酸/chlorinated environment的耐过性性.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. ir Van Der Merwe, J. Dvipusio nerūdijančio plieno atsparumas korozijai pasirinktoje organinių rūgščių ir organinių rūgščių/chloridų aplinkoje.konservantas. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. ir kt. Fe-Al-Mn-C dupleksinių lydinių korozijos-oksidacinis elgesys. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. ir Balikoev, A. Naujos kartos superdupleksiniai plienai dujų ir naftos gavybos įrangai. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. ir Balikoev, A. Naujos kartos superdupleksiniai plienai dujų ir naftos gavybos įrangai.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Naujos kartos superdupleksiniai plienai naftos ir dujų gavybos įrangai.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Naujos kartos superdupleksiniai plienai dujų ir naftos gavybos įrangai. Internetinis seminaras E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. ir Uthaisangsuk, V. Dvipusio nerūdijančio plieno 2507 markės karštosios deformacijos tyrimas. Metall. Kingklang, S. ir Uthaisangsuk, V. Dvipusio nerūdijančio plieno 2507 markės karštosios deformacijos tyrimas. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall507. Kingklang, S. ir Uthaisangsuk, V. 2507 tipo dvipusio nerūdijančio plieno karštosios deformacijos tyrimas. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究.Kingklang, S. ir Utaisansuk, V. 2507 tipo dupleksinio nerūdijančio plieno karštosios deformacijos tyrimas. Metalas.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. ir kt. Valdomo šaltojo valcavimo įtaka ceriu modifikuoto superdupleksinio SAF 2507 nerūdijančio plieno mikrostruktūrai ir mechaninėms savybėms. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. ir kt. Cerio modifikuoto superdupleksinio SAF 2507 nerūdijančio plieno terminio deformavimo sukeltos struktūrinės ir mechaninės savybės. J. Alma Mater. Storage Tank. Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. ir Zheng, K. Retųjų žemių elementų įtaka austenitinio plieno oksidacijos elgsenai aukštoje temperatūroje. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. ir Zheng, K. Retųjų žemių elementų įtaka austenitinio plieno oksidacijos elgsenai aukštoje temperatūroje.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. ir Zheng K. Retųjų žemių elementų įtaka austenitinio plieno elgsenai oksiduojantis aukštoje temperatūroje. 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. ir Zheng K. Retųjų žemių elementų įtaka austenitinių plienų elgsenai oksidacijos aukštoje temperatūroje metu.Koros. Mokslas. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ir Sun, S. Ce poveikis 27Cr-3.8Mo-2Ni superferitinių nerūdijančiojo plieno mikrostruktūrai ir savybėms. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ir Sun, S. Ce poveikis 27Cr-3.8Mo-2Ni superferitinių nerūdijančiojo plieno mikrostruktūrai ir savybėms.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. ir Sun S. Se įtaka superferitinių nerūdijančiojo plieno 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktūrai ir savybėms. 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倧能的对 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ir Sun, S. Ce poveikis 27Cr-3.8Mo-2Ni superplieno nerūdijančio plieno mikrostruktūrai ir savybėms. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. ir Sun, S. Ce poveikis superferitinio nerūdijančio plieno 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktūrai ir savybėms.Geležinis ženklas. Steelmak 47, 67–76 (2020).