Paldies, ka apmeklējāt vietni Nature.com.Jūsu izmantotajai pārlūkprogrammas versijai ir ierobežots CSS atbalsts.Lai nodrošinātu vislabāko pieredzi, ieteicams izmantot atjauninātu pārlūkprogrammu (vai atspējot saderības režīmu pārlūkprogrammā Internet Explorer).Tikmēr, lai nodrošinātu nepārtrauktu atbalstu, mēs atveidosim vietni bez stiliem un JavaScript.
Plaši izmantotais nerūsējošais tērauds un tā kaltās versijas ir izturīgi pret koroziju apkārtējās vides apstākļos, pateicoties pasivācijas slānim, kas sastāv no hroma oksīda.Tērauda korozija un erozija tradicionāli ir saistīta ar šo slāņu iznīcināšanu, bet reti mikroskopiskā līmenī, atkarībā no virsmas neviendabīguma izcelsmes.Šajā darbā nanomēroga virsmas ķīmiskā neviendabība, kas atklāta ar spektroskopisko mikroskopiju un ķīmisko analīzi, negaidīti dominē auksti velmēta cērija modificēta superdupleksā nerūsējošā tērauda 2507 (SDSS) sadalīšanās un korozijas laikā tā karstās deformācijas laikā.otra puse.Lai gan rentgena fotoelektronu mikroskopija uzrādīja relatīvi vienmērīgu dabiskā Cr2O3 slāņa pārklājumu, auksti velmētais SDSS uzrādīja vājus pasivācijas rezultātus, jo Fe3+ bagātās nanosaliņas bija lokalizētas Fe/Cr oksīda slānī.Šīs zināšanas atomu līmenī sniedz dziļu izpratni par nerūsējošā tērauda koroziju un, domājams, palīdzēs cīnīties pret līdzīgu augstas leģēto metālu koroziju.
Kopš nerūsējošā tērauda izgudrošanas ferohroma sakausējumu izturība pret koroziju tiek attiecināta uz hromu, kas veido spēcīgu oksīdu/oksihidroksīdu, kas izrāda pasivējošu darbību lielākajā daļā vidi.Salīdzinot ar parastajiem (austenīta un ferīta) nerūsējošajiem tēraudiem, superdupleksajiem nerūsējošajiem tēraudiem (SDSS) ar labāku izturību pret koroziju ir augstākas mehāniskās īpašības1,2,3.Paaugstināta mehāniskā izturība nodrošina vieglāku un kompaktāku dizainu.Turpretim ekonomiskajam SDSS ir augsta izturība pret punktveida koroziju un plaisu koroziju, kas nodrošina ilgāku kalpošanas laiku un plašāku pielietojumu piesārņojuma kontrolē, ķīmisko vielu konteineros un naftas un gāzes rūpniecībā jūrā4.Tomēr šaurais termiskās apstrādes temperatūru diapazons un slikta formējamība kavē tā plašu praktisko pielietojumu.Tāpēc SDSS ir modificēts, lai uzlabotu iepriekš minētās īpašības.Piemēram, Ce modifikācija un liels N 6, 7, 8 papildinājums tika ieviests 2507 SDSS (Ce-2507).Piemērota retzemju elementa (Ce) koncentrācija 0,08 masas % labvēlīgi ietekmē DSS mehāniskās īpašības, jo uzlabo graudu rafinēšanu un graudu robežas stiprību.Ir uzlabota arī nodilumizturība un korozija, stiepes izturība un tecēšanas izturība, kā arī karstās apstrādes spēja9.Liels slāpekļa daudzums var aizstāt dārgo niķeļa saturu, padarot SDSS rentablāku10.
Nesen SDSS ir plastiski deformēts dažādās temperatūrās (zemā temperatūrā, aukstā un karstā), lai sasniegtu izcilas mehāniskās īpašības6,7,8.Tomēr SDSS lieliskā izturība pret koroziju ir saistīta ar plānas oksīda plēves klātbūtni uz virsmas, ko ietekmē daudzi faktori, piemēram, daudzu fāžu klātbūtne ar dažādām graudu robežām, nevēlamas nogulsnes un dažādas reakcijas.deformējas dažādu austenīta un ferīta fāžu iekšējā nehomogēnā mikrostruktūra 7 .Tāpēc šādu plēvju mikrodomēnu īpašību izpētei elektroniskās struktūras līmenī ir izšķiroša nozīme, lai izprastu SDSS koroziju, un tai ir nepieciešamas sarežģītas eksperimentālas metodes.Līdz šim tādas virsmas jutīgas metodes kā Augera elektronu spektroskopija11 un rentgenstaru fotoelektronu spektroskopija12,13,14,15, kā arī cietā rentgenstaru fotoelektronu fotoelektronu sistēma atšķir, bet bieži vien nespēj atdalīt viena un tā paša elementa ķīmiskos stāvokļus dažādos nanomēroga telpas punktos.Vairāki jaunākie pētījumi ir saistījuši lokālo hroma oksidēšanos ar 17 austenīta nerūsējošā tērauda, ​​18 martensīta nerūsējošā tērauda un SDSS 19, 20 novēroto korozijas izturēšanos. Tomēr šie pētījumi galvenokārt ir vērsti uz Cr neviendabīguma (piemēram, Cr3+ oksidācijas stāvokļa) ietekmi uz izturību pret koroziju.Elementu oksidācijas stāvokļu sānu neviendabīgumu var izraisīt dažādi savienojumi ar vienādiem elementiem, piemēram, dzelzs oksīdi.Šie savienojumi manto termomehāniski apstrādātu mazu izmēru, kas atrodas cieši blakus viens otram, bet atšķiras pēc sastāva un oksidācijas pakāpes16, 21.Tāpēc, lai atklātu oksīda plēvju iznīcināšanu un pēc tam caurumu veidošanos, ir jāsaprot virsmas neviendabīgums mikroskopiskā līmenī.Neskatoties uz šīm prasībām, joprojām trūkst kvantitatīvu novērtējumu, piemēram, sānu oksidācijas neviendabīgumu, jo īpaši dzelzs nano/atomu mērogā, un to nozīme korozijas izturībai joprojām nav izpētīta.Vēl nesen dažādu elementu, piemēram, Fe un Ca, ķīmiskais stāvoklis tika kvantitatīvi aprakstīts uz tērauda paraugiem, izmantojot mīksto rentgenstaru fotoelektronu mikroskopiju (X-PEEM) nanomēroga sinhrotronu starojuma iekārtās.Apvienojumā ar ķīmiski jutīgām rentgenstaru absorbcijas spektroskopijas (XAS) metodēm, X-PEEM nodrošina XAS mērījumus ar augstu telpisko un spektrālo izšķirtspēju, sniedzot ķīmisku informāciju par elementu sastāvu un tā ķīmisko stāvokli ar telpisko izšķirtspēju līdz nanometru skalai23.Šis ierosināšanas vietas spektroskopiskais novērojums mikroskopā atvieglo vietējos ķīmiskos eksperimentus un var telpiski parādīt iepriekš neizpētītās ķīmiskās izmaiņas Fe slānī.
Šis pētījums paplašina PEEM priekšrocības ķīmisko atšķirību noteikšanā nanomērogā un piedāvā saprotamu atomu līmeņa virsmas analīzes metodi, lai izprastu Ce-2507 korozijas uzvedību.Tas izmanto K-vidējo klasteru ķīmiskos datus24, lai kartētu iesaistīto elementu globālo ķīmisko sastāvu (neviendabīgumu) ar to ķīmiskajiem stāvokļiem, kas parādīti statistiskā attēlojumā.Atšķirībā no parastās korozijas, ko izraisa hroma oksīda plēves sadalīšanās, pašreizējā sliktā pasivēšana un slikta izturība pret koroziju ir saistīta ar lokalizētām Fe3+ bagātajām nanosaliņām netālu no Fe/Cr oksīda slāņa, kas var būt aizsargājošā oksīda uzbrukums.Tas veido plēvi vietā un izraisa koroziju.
Deformētās SDSS 2507 korozīvā uzvedība vispirms tika novērtēta, izmantojot elektroķīmiskos mērījumus.Uz att.1. attēlā parādītas Nyquist un Bode līknes atlasītajiem paraugiem skābos (pH = 1) FeCl3 ūdens šķīdumos istabas temperatūrā.Izvēlētais elektrolīts darbojas kā spēcīgs oksidētājs, kas raksturo pasivācijas plēves tieksmi sadalīties.Lai gan materiāls netika pakļauts stabilai istabas temperatūrai, šīs analīzes sniedza ieskatu iespējamos bojājumu gadījumos un pēckorozijas procesos.Elektroķīmiskās pretestības spektroskopijas (EIS) spektru pielāgošanai tika izmantota ekvivalentā ķēde (1.d att.), un attiecīgie pielāgošanas rezultāti ir parādīti 1. tabulā. Pārbaudot ar šķīdumu apstrādātos un karsti apstrādātos paraugus, parādījās nepilnīgi pusapļi, savukārt attiecīgie saspiestie pusapļi tika auksti velmēti (1.b att.).EIS spektrā pusloka rādiusu var uzskatīt par polarizācijas pretestību (Rp)25,26.Ar šķīdumu apstrādāta SDSS Rp 1. tabulā ir aptuveni 135 kΩ cm-2, tomēr karsti apstrādātam un auksti velmētam SDSS var redzēt daudz zemākas vērtības attiecīgi 34,7 un 2,1 kΩ cm-2.Šis ievērojamais Rp samazinājums norāda uz plastiskās deformācijas kaitīgo ietekmi uz pasivāciju un izturību pret koroziju, kā parādīts iepriekšējos ziņojumos 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode pretestības un fāzes diagrammas un līdzvērtīgs ķēdes modelis d, kur RS ir elektrolīta pretestība, Rp ir polarizācijas pretestība un QCPE ir nemainīgas fāzes elementa oksīds, ko izmanto neideālās kapacitātes (n) modelēšanai.EIS mērījumi tika veikti pie tukšgaitas potenciāla.
Pirmās kārtas konstantes ir parādītas Bodes diagrammā, un augstfrekvences plato attēlo elektrolīta pretestību RS26.Kad frekvence samazinās, pretestība palielinās un tiek atrasts negatīvs fāzes leņķis, kas norāda uz kapacitātes dominēšanu.Fāzes leņķis palielinās, saglabājot savu maksimālo vērtību salīdzinoši plašā frekvenču diapazonā, un pēc tam samazinās (1.c att.).Tomēr visos trīs gadījumos šī maksimālā vērtība joprojām ir mazāka par 90 °, kas norāda uz neideālu kapacitatīvo uzvedību kapacitatīvās izkliedes dēļ.Tādējādi QCPE konstantes fāzes elements (CPE) tiek izmantots, lai attēlotu saskarnes kapacitātes sadalījumu, kas iegūts no virsmas raupjuma vai neviendabīguma, jo īpaši attiecībā uz atomu skalu, fraktāļu ģeometriju, elektrodu porainību, nevienmērīgu potenciālu un no virsmas atkarīgo strāvas sadalījumu.Elektrodu ģeometrija31,32.CPE pretestība:
kur j ir iedomātais skaitlis un ω ir leņķiskā frekvence.QCPE ir no frekvences neatkarīga konstante, kas ir proporcionāla elektrolīta aktīvajam atvērtajam laukumam.n ir bezizmēra jaudas skaitlis, kas raksturo novirzi no kondensatora ideālās kapacitatīvās uzvedības, ti, jo tuvāk n ir 1, jo tuvāk CPE ir tīrai kapacitātei, un, ja n ir tuvu nullei, tā ir pretestība.Neliela n novirze, kas ir tuvu 1, norāda uz virsmas neideālo kapacitatīvo uzvedību pēc polarizācijas pārbaudes.Auksti velmētu SDSS QCPE ir daudz augstāks nekā līdzīgiem produktiem, kas nozīmē, ka virsmas kvalitāte ir mazāk vienmērīga.
Atbilstoši lielākajai daļai nerūsējošā tērauda pretkorozijas īpašību relatīvi augstais Cr saturs SDSS parasti nodrošina augstāku SDSS izturību pret koroziju, jo uz virsmas ir pasīva aizsargājoša oksīda plēve17.Šī pasivējošā plēve parasti ir bagāta ar Cr3+ oksīdiem un/vai hidroksīdiem, galvenokārt integrējot Fe2+, Fe3+ oksīdus un/vai (oksi)hidroksīdus33.Neskatoties uz to pašu virsmas viendabīgumu, pasivējošu oksīda slāni un bez redzamiem virsmas bojājumiem, kā noteikts ar mikroskopiskiem attēliem6,7, karsti apstrādāta un auksti velmēta SDSS korozijas izturēšanās ir atšķirīga, un tāpēc nepieciešama padziļināta tērauda deformācijas mikrostruktūras un strukturālo īpašību izpēte.
Deformētā nerūsējošā tērauda mikrostruktūra tika kvantitatīvi pētīta, izmantojot iekšējos un sinhrotronus augstas enerģijas rentgena starus (1., 2. papildu attēli).Detalizēta analīze ir sniegta papildinformācijā.Lai gan tās lielā mērā atbilst galvenās fāzes veidam, ir konstatētas fāzes tilpuma frakciju atšķirības, kas uzskaitītas 1. papildu tabulā. Šīs atšķirības var būt saistītas ar nehomogēnām fāzes frakcijām virsmā, kā arī tilpuma fāzes frakcijām, kas veiktas dažādos dziļumos.noteikšana ar rentgenstaru difrakciju.(XRD) ar dažādiem krītošu fotonu enerģijas avotiem.Salīdzinoši lielāks austenīta īpatsvars auksti velmētajos paraugos, ko nosaka XRD no laboratorijas avota, norāda uz labāku pasivāciju un pēc tam labāku izturību pret koroziju35, savukārt precīzāki un statistiskāki rezultāti liecina par pretējām fāzu proporciju tendencēm.Turklāt tērauda izturība pret koroziju ir atkarīga arī no graudu rafinēšanas pakāpes, graudu izmēra samazināšanās, mikrodeformāciju palielināšanās un dislokācijas blīvuma, kas rodas termomehāniskās apstrādes laikā36,37,38.Karsti apstrādātajiem paraugiem ir graudaināks raksturs, kas liecina par mikronu izmēra graudiem, savukārt gludie gredzeni, kas novēroti auksti velmētajos paraugos (papildu attēls 3), norāda uz ievērojamu graudu izsmalcinātību līdz nanomērogam iepriekšējā darbā6, kam vajadzētu veicināt plēves pasivāciju.korozijas izturības veidošanos un palielināšanu.Lielāks dislokācijas blīvums parasti ir saistīts ar mazāku pretestību pret bedrēm, kas labi saskan ar elektroķīmiskiem mērījumiem.
Elementāro elementu mikrodomēnu ķīmisko stāvokļu izmaiņas ir sistemātiski pētītas, izmantojot X-PEEM.Neskatoties uz leģējošo elementu pārpilnību, šeit tika izvēlēti Cr, Fe, Ni un Ce39, jo Cr ir galvenais elements pasivācijas plēves veidošanā, Fe ir galvenais elements tēraudā, un Ni uzlabo pasivāciju un līdzsvaro ferīta-austenīta fāzes struktūru un Ce modifikācijas mērķi.Regulējot sinhrotrona starojuma enerģiju, RAS no virsmas tika pārklāts ar Cr (mala L2.3), Fe (mala L2.3), Ni (mala L2.3) un Ce (mala M4.5).karstā formēšana un aukstā velmēšana Ce-2507 SDSS.Tika veikta atbilstoša datu analīze, iekļaujot enerģijas kalibrēšanu ar publicētajiem datiem (piemēram, XAS 40, 41 uz Fe L2, 3 malas).
Uz att.2. attēlā parādīti X-PEEM attēli ar karsti apstrādātu (2.a att.) un auksti velmētu (2.d att.) Ce-2507 SDSS un atbilstošām Cr un Fe L2,3 XAS malām atsevišķi iezīmētās vietās.XAS L2,3 mala zondē neaizņemtos 3d stāvokļus pēc elektronu fotouzbudinājuma spin-orbītas sadalīšanas līmeņos 2p3/2 (L3 mala) un 2p1/2 (L2 mala).Informācija par Cr valences stāvokli tika iegūta no XAS L2,3 malā 2.b attēlā, e.Salīdzinājums ar tiesnešiem.42,43 parādīja, ka netālu no L3 malas tika novēroti četri pīķi, nosaukti A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) un D (582,2 eV), kas atspoguļo oktaedrisku Cr3+, kas atbilst Cr2O3 jonam.Eksperimentālie spektri saskan ar teorētiskajiem aprēķiniem, kas parādīti b un e paneļos, kas iegūti no vairākiem kristāla lauka aprēķiniem Cr L2.3 saskarnē, izmantojot kristāla lauku 2,0 eV44.Abas karsti apstrādātas un auksti velmētas SDSS virsmas ir pārklātas ar samērā vienmērīgu Cr2O3 slāni.
termiski deformētas SDSS X-PEEM termoattēls, kas atbilst b Cr L2.3 malai un c Fe L2.3 malai, d X-PEEM termoattēls auksti velmētam SDSS, kas atbilst e Cr L2.3 malai un f Fe L2 .3 malai ( f).XAS spektri ir attēloti dažādās telpiskās pozīcijās, kas atzīmētas uz termiskajiem attēliem (a, d), oranžās punktētās līnijas (b) un (e) attēlo Cr3+ simulētos XAS spektrus ar kristāla lauka vērtību 2,0 eV.X-PEEM attēliem izmantojiet termisko paleti, lai uzlabotu attēla lasāmību, kur krāsas no zilas līdz sarkanai ir proporcionālas rentgenstaru absorbcijas intensitātei (no zemas uz augstu).
Neatkarīgi no šo metālisko elementu ķīmiskās vides Ni un Ce sakausējuma elementu piedevu ķīmiskais stāvoklis abiem paraugiem nemainījās.Papildu zīmējums.Attēlos 5-9 parādīti X-PEEM attēli un atbilstošie XAS spektri Ni un Ce dažādās pozīcijās uz karsti apstrādātu un auksti velmētu paraugu virsmas.Ni XAS parāda Ni2+ oksidācijas stāvokļus visā karsti apstrādāto un auksti velmēto paraugu izmērītajā virsmā (papildu diskusija).Jāatzīmē, ka karsti apstrādātu paraugu gadījumā Ce XAS signāls netika novērots, savukārt auksti velmētu paraugu gadījumā tika novērots Ce3+ spektrs.Ce plankumu novērošana auksti velmētajos paraugos parādīja, ka Ce galvenokārt parādās nogulšņu veidā.
Termiski deformētajā SDSS lokālas strukturālas izmaiņas XAS pie Fe L2,3 malas netika novērotas (2.c att.).Tomēr Fe matrica mikroreģionāli maina savu ķīmisko stāvokli septiņos nejauši izvēlētos auksti velmētas SDSS punktos, kā parādīts 2.f attēlā.Turklāt, lai iegūtu precīzu priekšstatu par Fe stāvokļa izmaiņām 2.f attēlā izvēlētajās vietās, tika veikti lokālie virsmas pētījumi (3. attēls un 10. papildu attēls), kuros tika atlasīti mazāki apļveida apgabali.α-Fe2O3 sistēmu Fe L2,3 malas XAS spektri un Fe2+ oktaedriskie oksīdi tika modelēti ar vairāku kristāla lauku aprēķiniem, izmantojot kristāla laukus 1,0 (Fe2+) un 1,0 (Fe3+)44. Mēs atzīmējam, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 ir Fe2+ un Fe3+ kombinācija,47 un FeO45 kā formāli divvērtīgs Fe2+ oksīds (3d6). Mēs atzīmējam, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 ir Fe2+ un Fe3+ kombinācija,47 un FeO45 kā formāli divvērtīgs Fe2+ oksīds (3d6).Ņemiet vērā, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 apvieno gan Fe2+, gan Fe3+,47 un FeO45 formāli divvērtīga oksīda Fe2+ (3d6) formā.Ņemiet vērā, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 ir Fe2+ un Fe3+ kombinācija,47 un FeO45 darbojas kā formāls divvērtīgs Fe2+ oksīds (3d6).Visiem Fe3+ joniem α-Fe2O3 ir tikai Oh pozīcijas, savukārt γ-Fe2O3 parasti attēlo Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3], piemēram, O4 spinelis ar vakancēm, piemēram, pozīcijās.Tāpēc Fe3+ joniem γ-Fe2O3 ir gan Td, gan Oh pozīcijas.Kā minēts iepriekšējā rakstā45, lai gan abu intensitātes attiecība ir atšķirīga, to intensitātes attiecība eg/t2g ir ≈1, savukārt šajā gadījumā novērotā intensitātes attiecība eg/t2g ir aptuveni 1. Tas izslēdz iespēju, ka pašreizējā situācijā ir tikai Fe3+.Ņemot vērā Fe3O4 gadījumu gan ar Fe2+, gan Fe3+, pirmā pazīme, par kuru zināms, ir vājāka (spēcīgāka) Fe L3 mala, norāda uz mazāku (lielāku) neaizņemto stāvokli t2g.Tas attiecas uz Fe2+ (Fe3+), kas liecina, ka pirmā pieauguma pazīme norāda uz Fe2+47 satura pieaugumu.Šie rezultāti liecina, ka uz kompozītu auksti velmētas virsmas dominē Fe2+ un γ-Fe2O3, α-Fe2O3 un/vai Fe3O4 līdzāspastāvēšana.
XAS spektru (a, c) un (b, d) palielināti fotoelektronu termiskās attēlveidošanas attēli, kas šķērso Fe L2,3 malu dažādās telpiskās pozīcijās atlasītajos reģionos 2 un E attēlā.2d.
Iegūtie eksperimentālie dati (4.a att. un papildu 11. att.) ir attēloti un salīdzināti ar datiem par tīriem savienojumiem 40, 41, 48. Trīs dažādi eksperimentāli novērotie Fe L-malas XAS spektru veidi (XAS-1, XAS-2 un XAS-3: 4.a attēls).Konkrēti, spektrs 2-a (apzīmēts kā XAS-1) 3.b attēlā, kam seko spektrs 2-b (apzīmēts ar XAS-2), tika novērots visā noteikšanas apgabalā, savukārt spektri, piemēram, E-3, tika novēroti 3.d attēlā (apzīmēti kā XAS-3) tika novēroti noteiktās vietās.Parasti, lai identificētu esošos valences stāvokļus pētāmajā paraugā, tika izmantoti četri parametri: (1) spektrālie raksturlielumi L3 un L2, (2) raksturlielumu L3 un L2 enerģētiskās pozīcijas, (3) enerģijas starpība L3-L2., ( 4) L2/L3 intensitātes attiecība.Saskaņā ar vizuāliem novērojumiem (4.a att.) uz pētāmās SDSS virsmas atrodas visi trīs Fe komponenti, proti, Fe0, Fe2+ un Fe3+.Aprēķinātā intensitātes attiecība L2/L3 arī norādīja uz visu trīs komponentu klātbūtni.
Simulēti Fe XAS spektri ar novērotiem trīs dažādiem eksperimentāliem datiem (nepārtrauktās līnijas XAS-1, XAS-2 un XAS-3 atbilst 2-a, 2-b un E-3 2. un 3. attēlā) Salīdzinājums , oktaedri Fe2+, Fe3+ ar kristāla lauka vērtībām 1,0 eV un XAS5, attiecīgie eksperimentālie dati. -2, XAS-3) un atbilstošie optimizētie LCF dati (stingra melna līnija), kā arī XAS-3 spektri ar Fe3O4 (jauktais Fe stāvoklis) un Fe2O3 (tīrs Fe3+) standartiem.
Dzelzs oksīda sastāva kvantitatīvai noteikšanai tika izmantota trīs standartu 40, 41, 48 lineārā kombinācijas atbilstība (LCF).LCF tika ieviests trīs izvēlētiem Fe L-malas XAS spektriem, kas uzrāda vislielāko kontrastu, proti, XAS-1, XAS-2 un XAS-3, kā parādīts 4.b–d attēlā.LCF veidgabaliem visos gadījumos tika ņemts vērā 10% Fe0, jo visos datos novērojām nelielu izciļņu, kā arī tāpēc, ka metāliskais dzelzs ir tērauda galvenā sastāvdaļa. Patiešām, X-PEEM pārbaudes dziļums Fe (~ 6 nm) 49 ir ​​lielāks par aprēķināto oksidācijas slāņa biezumu (nedaudz> 4 nm), ļaujot noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. Patiešām, X-PEEM pārbaudes dziļums Fe (~ 6 nm) 49 ir ​​lielāks par aprēķināto oksidācijas slāņa biezumu (nedaudz> 4 nm), ļaujot noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (не4монтого) обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Patiešām, zondes X-PEEM dziļums Fe (~ 6 nm) 49 ir ​​lielāks par pieņemto oksidācijas slāņa biezumu (nedaudz> 4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa.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>杵飋載苉老 4 nm）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自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信叡 巋 号 信叏信号Д что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktiski Fe (~ 6 nm) 49 noteikšanas dziļums ar X-PEEM ir lielāks par paredzamo oksīda slāņa biezumu (nedaudz> 4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. .Tika veiktas dažādas Fe2+ un Fe3+ kombinācijas, lai atrastu labāko iespējamo risinājumu novērotajiem eksperimentālajiem datiem.Uz att.4b parāda XAS-1 spektru Fe2+ un Fe3+ kombinācijai, kur Fe2+ un Fe3+ proporcijas bija līdzīgas par aptuveni 45%, norādot uz Fe jauktiem oksidācijas stāvokļiem.Savukārt XAS-2 spektrā Fe2+ un Fe3+ procentuālais daudzums kļūst attiecīgi ~30% un 60%.Fe2+ ​​ir mazāks par Fe3+.Attiecība starp Fe2+ un Fe3, kas ir vienāda ar 1:2, nozīmē, ka Fe3O4 var veidoties ar tādu pašu attiecību starp Fe joniem.Turklāt XAS-3 spektram Fe2+ un Fe3+ procentuālais daudzums kļūst par ~10% un 80%, kas norāda uz lielāku Fe2+ pārvēršanu Fe3+.Kā minēts iepriekš, Fe3+ var iegūt no α-Fe2O3, γ-Fe2O3 vai Fe3O4.Lai saprastu visticamāko Fe3+ avotu, XAS-3 spektrs tika attēlots ar dažādiem Fe3+ standartiem 4.e attēlā, kas parāda līdzību ar abiem standartiem, ņemot vērā B maksimumu.Tomēr plecu pīķu intensitāte (A: no Fe2+) un B/A intensitātes attiecība liecina, ka XAS-3 spektrs ir tuvs, bet nesakrīt ar γ-Fe2O3 spektru.Salīdzinot ar γ-Fe2O3 masīvu, A SDSS Fe 2p XAS maksimumam ir nedaudz augstāka intensitāte (4.e att.), kas norāda uz augstāku Fe2+ intensitāti.Lai gan XAS-3 spektrs ir līdzīgs γ-Fe2O3 spektram, kur Fe3+ atrodas Oh un Td pozīcijās, dažādu valences stāvokļu identificēšana un koordinācija tikai gar L2, 3 malu vai L2/L3 intensitātes attiecību joprojām ir nepārtraukta pētījuma priekšmets.diskusiju dažādu faktoru sarežģītības dēļ, kas ietekmē galīgo spektru41.
Papildus iepriekš aprakstītajām spektrālajām atšķirībām atlasīto interesējošo reģionu ķīmiskajā stāvoklī, tika novērtēta arī galveno elementu Cr un Fe globālā ķīmiskā neviendabība, klasificējot visus XAS spektrus, kas iegūti parauga virsmā, izmantojot K-vidējo klasterizācijas metodi.Cr L malu profili veido divas telpiski sadalītas optimālas kopas karsti apstrādātajos un auksti velmētajos paraugos, kas parādīti 1.5. Ir skaidrs, ka nekādas lokālas strukturālas izmaiņas netiek uztvertas kā līdzīgas, jo abi XAS Cr spektru centroīdi ir salīdzināmi.Šīs divu klasteru spektrālās formas ir gandrīz identiskas tām, kas atbilst Cr2O342, kas nozīmē, ka Cr2O3 slāņi ir salīdzinoši vienmērīgi izvietoti SDSS.
Cr L K nozīmē malu apgabalu kopas, un b ir attiecīgie XAS centroīdi.Auksti velmētu SDSS K-vidējo X-PEEM salīdzinājuma rezultāti: c Cr L2.3 K-vidējo klasteru malu apgabals un d atbilstošie XAS centroīdi.
Lai ilustrētu sarežģītākas FeL malu kartes, karsti apstrādātiem un auksti velmētiem paraugiem tika izmantoti attiecīgi četri un pieci optimizēti klasteri un ar tiem saistītie centroīdi (spektrālie profili).Tāpēc Fe2+ un Fe3+ procentuālo daudzumu (%) var iegūt, pielāgojot 4. attēlā parādīto LCF.Pseidoelektroda potenciāls Epseudo kā Fe0 funkcija tika izmantots, lai atklātu virsmas oksīda plēves mikroķīmisko neviendabīgumu.Epseido tiek aptuveni aprēķināts pēc sajaukšanas likuma,
kur \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) ir vienāds ar \(\rm{Fe} + 2e^ – \ līdz \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), attiecīgi 0,440 un 0,036 V.Reģionos ar mazāku potenciālu ir lielāks Fe3+ savienojuma saturs.Potenciālu sadalījumam termiski deformētos paraugos ir slāņains raksturs ar maksimālo izmaiņu aptuveni 0,119 V (6.a, b att.).Šis potenciālu sadalījums ir cieši saistīts ar virsmas topogrāfiju (6.a att.).Citas no pozīcijas atkarīgas izmaiņas pamatā esošajā laminārajā iekšpusē netika novērotas (6.b attēls).Gluži pretēji, savienojot atšķirīgus oksīdus ar atšķirīgu Fe2+ un Fe3+ saturu auksti velmētā SDSS, var novērot pseidopotenciāla neviendabīgumu (6.c, d. att.).Fe3+ oksīdi un/vai (oksi)hidroksīdi ir galvenās rūsas sastāvdaļas tēraudā, un tie ir skābekļa un ūdens caurlaidīgi50.Šajā gadījumā salas, kas bagātas ar Fe3+, tiek uzskatītas par lokāli izplatītām un var tikt uzskatītas par korozijas zonām.Tajā pašā laikā gradientu potenciāla laukā, nevis potenciāla absolūto vērtību, var izmantot kā indikatoru aktīvās korozijas vietu lokalizācijai.Šis nevienmērīgais Fe2+ un Fe3+ sadalījums uz auksti velmētas SDSS virsmas var mainīt lokālo ķīmiju un nodrošināt praktiskāku aktīvās virsmas laukumu oksīda plēves sadalīšanās un korozijas reakciju laikā, ļaujot pamatā esošajai metāla matricai turpināt koroziju, kā rezultātā rodas iekšēja neviendabība.īpašības un samazina pasivējošā slāņa aizsargājošās īpašības.
K-vidējie kopas un atbilstošie XAS centroīdi karsti deformētas X-PEEM ac un df Fe L2.3 malas reģionā auksti velmēta SDSS.a, d K nozīmē klasteru diagrammas, kas pārklātas ar X-PEEM attēliem.Aprēķinātais pseidoelektroda potenciāls (Epseudo) ir minēts kopā ar K-vidējo klasteru diagrammu.X-PEEM attēla spilgtums, tāpat kā krāsa 2. attēlā, ir proporcionāls rentgenstaru absorbcijas intensitātei.
Salīdzinoši viendabīgs Cr, bet atšķirīgs Fe ķīmiskais stāvoklis izraisa dažādus oksīda plēves bojājumus un korozijas modeļus karsti apstrādātā un auksti velmētā Ce-2507.Šī auksti velmētā Ce-2507 īpašība ir labi izpētīta.Attiecībā uz Fe oksīdu un hidroksīdu veidošanos apkārtējā gaisā šajā gandrīz neitrālajā darbā reakcijas ir šādas:
Iepriekš minētās reakcijas rodas šādos scenārijos, pamatojoties uz X-PEEM analīzi.Neliels plecs, kas atbilst Fe0, ir saistīts ar pamatā esošo metālisko dzelzi.Metāliskā Fe reakcija ar vidi rada Fe(OH)2 slāņa veidošanos (vienādojums (5)), kas pastiprina Fe2+ signālu Fe L-malas XAS.Ilgstoša gaisa iedarbība var izraisīt Fe3O4 un/vai Fe2O3 oksīdu veidošanos pēc Fe(OH)252,53.Cr3+ bagātajā aizsargslānī var veidoties arī divas stabilas Fe formas Fe3O4 un Fe2O3, no kurām Fe3O4 dod priekšroku viendabīgai un lipīgai struktūrai.Abu klātbūtne rada jauktus oksidācijas stāvokļus (XAS-1 spektrs).XAS-2 spektrs galvenokārt atbilst Fe3O4.Lai gan XAS-3 spektru novērošana vairākās vietās liecināja par pilnīgu pārvēršanos par γ-Fe2O3.Tā kā nesalocītu rentgenstaru iespiešanās dziļums ir aptuveni 50 nm, signāls no apakšējā slāņa rada augstāku A pīķa intensitāti.
XPA spektrs parāda, ka Fe komponentam oksīda plēvē ir slāņaina struktūra, kas apvienota ar Cr oksīda slāni.Atšķirībā no pasivācijas pazīmēm, ko izraisa Cr2O3 lokāla nehomogenitāte korozijas laikā, neskatoties uz viendabīgo Cr2O3 slāni šajā darbā, šajā gadījumā tiek novērota zema izturība pret koroziju, īpaši auksti velmētiem paraugiem.Novēroto uzvedību var saprast kā ķīmiskās oksidācijas stāvokļa neviendabīgumu augšējā slānī (Fe), kas ietekmē korozijas veiktspēju.Sakarā ar to pašu augšējā slāņa (dzelzs oksīda) un apakšējā slāņa (hroma oksīda) stehiometriju52,53 labāka mijiedarbība (saķere) starp tiem noved pie lēnas metāla vai skābekļa jonu transportēšanas režģī, kas, savukārt, palielina izturību pret koroziju.Tāpēc priekšroka tiek dota nepārtrauktai stehiometriskajai attiecībai, ti, vienam Fe oksidācijas stāvoklim, nevis pēkšņām stehiometriskām izmaiņām.Siltuma deformētajam SDSS ir vienmērīgāka virsma, blīvāks aizsargslānis un labāka izturība pret koroziju.Savukārt auksti velmētam SDSS ar Fe3+ bagātu salu klātbūtne zem aizsargslāņa pārkāpj virsmas integritāti un izraisa galvanisku koroziju ar blakus esošo substrātu, kas izraisa strauju Rp kritumu (1. tabula).EIS spektrs un tā izturība pret koroziju ir samazināta.Redzams, ka Fe3+ bagāto salu lokālais sadalījums plastiskās deformācijas dēļ galvenokārt ietekmē izturību pret koroziju, kas ir izrāviens šajā darbā.Tādējādi šis pētījums sniedz spektroskopiskus mikroskopiskus attēlus par SDSS paraugu korozijas izturības samazināšanos, kas pētīta ar plastiskās deformācijas metodi.
Turklāt, lai gan retzemju sakausējums divfāzu tēraudos uzrāda labākus rezultātus, šī piedevas elementa mijiedarbība ar atsevišķu tērauda matricu korozijas izturēšanās ziņā saskaņā ar spektroskopisko mikroskopiju joprojām ir nenotverama.Ce signālu parādīšanās (caur XAS M malām) parādās tikai dažās vietās aukstās velmēšanas laikā, bet pazūd SDSS karstās deformācijas laikā, norādot uz lokālu Ce nogulsnēšanos tērauda matricā, nevis uz viendabīgu sakausējumu.Kaut arī retzemju elementu klātbūtne būtiski neuzlabo SDSS6, 7 mehāniskās īpašības, samazina ieslēgumu izmēru un tiek uzskatīts, ka sākotnējā reģionā kavē bedru veidošanos54.
Noslēgumā jāsaka, ka šis darbs atklāj virsmas neviendabīguma ietekmi uz 2507 SDSS, kas modificēts ar cēriju, koroziju, kvantitatīvi nosakot nanomēroga komponentu ķīmisko saturu.Mēs atbildam uz jautājumu, kāpēc nerūsējošais tērauds korodē pat zem aizsargājoša oksīda slāņa, kvantificējot tā mikrostruktūru, virsmas ķīmiju un signālu apstrādi, izmantojot K-means klasterizāciju.Konstatēts, ka ar Fe3+ bagātās salas, ieskaitot to oktaedrisko un tetraedrisko koordināciju visā jauktā Fe2+/Fe3+ pazīmē, ir auksti velmētās oksīda plēves SDSS bojājumu un korozijas avots.Nano salas, kurās dominē Fe3+, rada sliktu izturību pret koroziju pat pietiekama stehiometriskā Cr2O3 pasivējošā slāņa klātbūtnē.Papildus metodoloģiskajiem sasniegumiem nanomēroga ķīmiskās neviendabības ietekmes uz koroziju noteikšanā, paredzams, ka notiekošais darbs iedvesmos inženiertehniskos procesus, lai uzlabotu nerūsējošā tērauda izturību pret koroziju tērauda ražošanas laikā.
Lai sagatavotu šajā pētījumā izmantoto Ce-2507 SDSS lietni, jaukts sastāvs, kas satur Fe-Ce galveno sakausējumu, kas noslēgts ar tīru dzelzs cauruli, tika izkausēts 150 kg vidējās frekvences indukcijas krāsnī, lai iegūtu kausētu tēraudu, un ielej veidnē.Izmērītie ķīmiskie sastāvi (masas procenti) ir norādīti 2. papildu tabulā. Lietie vispirms tiek karsti kalti blokos.Pēc tam to 60 minūtes atkvēlināja 1050 ° C temperatūrā, lai iegūtu tēraudu cietā šķīduma stāvoklī, un pēc tam atdzesēja ūdenī līdz istabas temperatūrai.Pētītie paraugi tika detalizēti pētīti, izmantojot TEM un DOE, lai izpētītu fāzes, graudu izmēru un morfoloģiju.Detalizētāka informācija par paraugiem un ražošanas procesu atrodama citos avotos6,7.
Cilindriskie paraugi (φ10 mm×15 mm) karstai saspiešanai tika apstrādāti tā, lai cilindra ass būtu paralēli bloka deformācijas virzienam.Augstas temperatūras saspiešana tika veikta dažādās temperatūrās diapazonā no 1000 līdz 1150 ° C, izmantojot Gleeble-3800 termisko simulatoru ar nemainīgu deformācijas ātrumu diapazonā no 0, 01 līdz 10 s-1.Pirms deformācijas paraugus karsēja ar ātrumu 10 ° C s-1 2 minūtes izvēlētajā temperatūrā, lai novērstu temperatūras gradientu.Pēc temperatūras vienmērības sasniegšanas paraugs tika deformēts līdz patiesajai deformācijas vērtībai 0, 7.Pēc deformācijas paraugi tika nekavējoties dzēsti ar ūdeni, lai saglabātu deformēto struktūru.Pēc tam sacietējušo paraugu sagriež paralēli saspiešanas virzienam.Šim konkrētajam pētījumam mēs izvēlējāmies paraugu ar karstās deformācijas stāvokli 1050 ° C, 10 s-1, jo novērotā mikrocietība bija augstāka nekā citiem paraugiem7.
Masīvi (80 × 10 × 17 mm3) Ce-2507 cietā šķīduma paraugi tika izmantoti LG-300 trīsfāzu asinhronajā divu velmējumu dzirnavās ar labākajām mehāniskajām īpašībām starp visiem pārējiem deformācijas līmeņiem6.Deformācijas ātrums un biezuma samazinājums katram ceļam ir attiecīgi 0,2 m·s-1 un 5%.
Autolab PGSTAT128N elektroķīmiskā darbstacija tika izmantota SDSS elektroķīmiskiem mērījumiem pēc aukstās velmēšanas līdz biezuma samazinājumam par 90% (1,0 ekvivalents patiesajam deformācijai) un pēc karstās presēšanas 1050 °C temperatūrā 10 s-1 līdz patiesajam deformācijai 0,7.Darbstacijā ir trīs elektrodu šūna ar piesātinātu kalomela elektrodu kā atsauces elektrodu, grafīta pretelektrodu un SDSS paraugu kā darba elektrodu.Paraugi tika sagriezti cilindros ar diametru 11,3 mm, pie kuriem malām pielodēja vara stieples.Pēc tam paraugi tika fiksēti ar epoksīdu, atstājot 1 cm2 darba laukumu kā darba elektrodu (cilindriskā parauga apakšējā puse).Esiet piesardzīgs epoksīda sacietēšanas un turpmākās slīpēšanas un pulēšanas laikā, lai izvairītos no plaisāšanas.Darba virsmas tika slīpētas un pulētas ar dimanta pulēšanas suspensiju ar daļiņu izmēru 1 μm, mazgātas ar destilētu ūdeni un etanolu un žāvētas aukstā gaisā.Pirms elektroķīmiskiem mērījumiem pulētie paraugi vairākas dienas tika pakļauti gaisa iedarbībai, veidojot dabīgu oksīda plēvi.FeCl3 ūdens šķīdums (6,0 masas%), kas stabilizēts līdz pH = 1,0 ± 0,01 ar HCl saskaņā ar ASTM ieteikumiem, tiek izmantots, lai paātrinātu nerūsējošā tērauda koroziju55, jo tas ir kodīgs hlorīda jonu klātbūtnē ar spēcīgu oksidēšanas spēju un zemu pH A9 Vides standarti G48 un A9.Pirms mērījumu veikšanas paraugu iegremdēt testa šķīdumā uz 1 stundu, lai sasniegtu gandrīz līdzsvara stāvokli.Cietiem šķīdumiem, karsti formētiem un auksti velmētiem paraugiem pretestības mērījumi tika veikti pie atvērtās ķēdes potenciāla (OPC) attiecīgi 0,39, 0,33 un 0,25 V frekvenču diapazonā no 1 105 līdz 0,1 Hz ar amplitūdu 5 mV.Visi ķīmiskie testi tika atkārtoti vismaz 3 reizes tādos pašos apstākļos, lai nodrošinātu datu reproducējamību.
HE-SXRD mērījumiem tika izmērīti taisnstūrveida dupleksa tērauda bloki, kuru izmēri ir 1 × 1 × 1, 5 mm3, lai kvantitatīvi noteiktu Brockhouse augstas enerģijas viļņotāja staru fāzes sastāvu CLS, Kanādā56.Datu vākšana tika veikta Debye-Scherrer ģeometrijā vai pārraides ģeometrijā istabas temperatūrā.Rentgenstaru viļņa garums, kas kalibrēts ar LaB6 kalibratoru, ir 0,212561 Å, kas atbilst 58 keV, kas ir daudz augstāks nekā Cu Kα (8 keV), ko parasti izmanto kā laboratorijas rentgenstaru avotu.Paraugs atradās 740 mm attālumā no detektora.Katra parauga noteikšanas tilpums ir 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ko nosaka staru kūļa izmērs un parauga biezums.Visi dati tika savākti, izmantojot Perkin Elmer apgabala detektoru, plakanā paneļa rentgena detektoru, 200 µm pikseļus, 40 × 40 cm2, izmantojot ekspozīcijas laiku 0, 3 s un 120 kadrus.
Divu atlasīto modeļu sistēmu X-PEEM mērījumi tika veikti Beamline MAXPEEM PEEM gala stacijā MAX IV laboratorijā (Lunda, Zviedrija).Paraugus sagatavoja tāpat kā elektroķīmiskiem mērījumiem.Sagatavotos paraugus vairākas dienas turēja gaisā un pirms apstarošanas ar sinhrotronu fotoniem degazēja ultraaugsta vakuuma kamerā.Stara līnijas enerģijas izšķirtspēja tika iegūta, izmērot jonu izplūdes spektru ierosmes apgabalā no N 1 s līdz 1\(\pi _g^ \ast\) pie hv = 401 eV N2 ar fotona enerģijas atkarību no E3/2 , 57. Aptuvenais spektrs sniedza enerģiju ΔE (spektrālā izmērītā līnija ΔE) in3. diapazons. Tāpēc tika lēsts, ka staru kūļa līnijas enerģijas izšķirtspēja ir E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 ph/s, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si 1200 līniju mm-1 malu malai Fe 2p C, M2,3 Ni2,3p,3p,3p. ,5 mala. Tāpēc tika lēsts, ka staru kūļa līnijas enerģijas izšķirtspēja ir E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 ph/s, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si 1200 līniju mm-1 malu malai Fe 2p C, L2.3 Ni, Cr3 L.2p2, Cr3. .5 mala. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/010 по шопри льзовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка,3, 2pрокрок2,3 Cr, 2p. 4,5. Tādējādi staru kūļa kanāla enerģijas izšķirtspēja tika novērtēta kā E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 f/s, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si režģi 1200 līnijas/mm Fe malai 2p L2 , L.2p3, L.2 malai, L.2p3, L.2 malai. 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≈版1012 ph/s，通 1012 ph/s mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 辌瀼 M2,3 羌 瀁因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 在 並 2 ， PH/S ！ 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 用 用 用 用Fe 2p L2.3 輹缘、Cr 2p L2.3、猁 瘒 嘁 聹 羾 瀁 2.3 Ce M4.5 边缘.Tādējādi, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar 1200 līniju Si režģi.3, Cr mala 2p L2.3, Ni mala 2p L2.3 un Ce mala M4.5.Skenējiet fotonu enerģiju 0,2 eV soļos.Pie katras enerģijas PEEM attēli tika ierakstīti, izmantojot TVIPS F-216 šķiedru savienotu CMOS detektoru ar 2 x 2 tvertnēm, kas nodrošina 1024 × 1024 pikseļu izšķirtspēju 20 µm redzes laukā.Attēlu ekspozīcijas laiks bija 0,2 s, vidēji 16 kadri.Fotoelektronu attēla enerģija tiek izvēlēta tā, lai nodrošinātu maksimālo sekundāro elektronu signālu.Visi mērījumi tika veikti normālā biežumā, izmantojot lineāri polarizētu fotonu staru.Vairāk informācijas par mērījumiem var atrast iepriekšējā pētījumā.Pēc kopējā elektronu iznākuma (TEY) noteikšanas režīma izpētes un tā pielietojuma X-PEEM49 šīs metodes izmēģinājuma dziļums tiek lēsts aptuveni 4–5 nm Cr signālam un aptuveni 6 nm Fe.Cr dziļums ir ļoti tuvu oksīda plēves biezumam (~ 4 nm) 60, 61, savukārt Fe dziļums ir lielāks par biezumu.XRD, kas savākts Fe L malā, ir dzelzs oksīdu un Fe0 maisījums no matricas.Pirmajā gadījumā emitēto elektronu intensitāte nāk no visiem iespējamiem elektronu veidiem, kas veicina TEY.Tomēr tīram dzelzs signālam ir nepieciešama lielāka kinētiskā enerģija, lai elektroni izietu cauri oksīda slānim uz virsmu un savāktu analizatorā.Šajā gadījumā Fe0 signālu galvenokārt rada LVV Auger elektroni, kā arī to emitētie sekundārie elektroni.Turklāt TEY intensitāte, ko veicina šie elektroni, samazinās elektronu evakuācijas ceļa laikā, vēl vairāk samazinot Fe0 spektrālo reakciju dzelzs XAS kartē.
Datu ieguves integrēšana datu kubā (X-PEEM dati) ir galvenais solis, lai iegūtu būtisku informāciju (ķīmiskās vai fizikālās īpašības) daudzdimensionālā pieejā.K-means klasterizāciju plaši izmanto vairākās jomās, tostarp mašīnredzēšanā, attēlu apstrādē, bez uzraudzības modeļa atpazīšanā, mākslīgajā intelektā un klasifikācijas analīzē.Piemēram, K-means klasterizācija ir labi darbojusies hiperspektrālo attēlu datu klasterizācijā.Principā daudzfunkciju datiem K-means algoritms var viegli grupēt tos, pamatojoties uz informāciju par to atribūtiem (fotonu enerģijas īpašībām).K-means klasterizācija ir iteratīvs algoritms datu sadalīšanai K nepārklājošās grupās (klasteros), kur katrs pikselis pieder noteiktam klasterim atkarībā no ķīmiskās nehomogenitātes telpiskā sadalījuma tērauda mikrostrukturālajā sastāvā.K-means algoritms ietver divus posmus: pirmajā posmā tiek aprēķināti K centroīdi, bet otrajā posmā katram punktam tiek piešķirts klasteris ar blakus esošiem centroīdiem.Klastera smaguma centrs ir definēts kā šīs kopas datu punktu (XAS spektra) vidējais aritmētiskais.Ir dažādi attālumi, lai definētu blakus esošos centroīdus kā Eiklīda attālumu.Ievades attēlam px,y (kur x un y ir izšķirtspēja pikseļos), CK ir kopas smaguma centrs;šo attēlu pēc tam var segmentēt (grupēt) K klasteros, izmantojot K-means63.K-vidējo klasterizācijas algoritma pēdējie soļi ir:
2. darbība. Aprēķiniet visu pikseļu piederību saskaņā ar pašreizējo centru.Piemēram, to aprēķina no Eiklīda attāluma d starp centru un katru pikseli:
3. darbība Piešķiriet katru pikseļu tuvākajam centraīdam.Pēc tam pārrēķiniet K centroīda pozīcijas šādi:
4. solis. Atkārtojiet procesu (vienādojums (7) un (8)), līdz centroīdi saplūst.Galīgie klasterizācijas kvalitātes rezultāti ir cieši saistīti ar labāko sākotnējo centroīdu izvēli.Tērauda attēlu PEEM datu struktūrai parasti X (x × y × λ) ir 3D masīva datu kubs, savukārt x un y asis ir telpiskā informācija (pikseļu izšķirtspēja), bet λ ass atbilst fotonam.enerģijas spektrālais attēls.K-means algoritms tiek izmantots, lai izpētītu interesējošos reģionus X-PEEM datos, atdalot pikseļus (klasteri vai apakšblokus) atbilstoši to spektrālajām iezīmēm un katrai analizējamai vielai ekstrahējot labākos centroīdus (XAS spektrālos profilus).klasteris).To izmanto, lai pētītu telpisko sadalījumu, lokālās spektrālās izmaiņas, oksidācijas uzvedību un ķīmiskos stāvokļus.Piemēram, K-means klasterizācijas algoritms tika izmantots Fe L-malas un Cr L-malas reģioniem karsti apstrādātā un auksti velmētā X-PEEM.Lai atrastu optimālos klasterus un centroīdus, tika pārbaudīts dažāds skaits K klasteru (mikrostruktūras reģionu).Kad šie skaitļi tiek parādīti, pikseļi tiek atkārtoti piešķirti atbilstošajiem klasteru centroīdiem.Katrs krāsu sadalījums atbilst klastera centram, parādot ķīmisko vai fizisko objektu telpisko izvietojumu.Ekstrahētie centroīdi ir tīru spektru lineāras kombinācijas.
Dati, kas apstiprina šī pētījuma rezultātus, ir pieejami pēc saprātīga pieprasījuma no attiecīgā WC autora.
Sieurin, H. & Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. Sieurin, H. & Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. 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. Metināto duplekso nerūsējošā tērauda lūzumu izturība.Britānija.Daļēja daļa.kažokādas.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Duplex nerūsējošā tērauda izturība pret koroziju izvēlētās organiskās skābēs un organiskās skābes/hlorīda vidēs. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Duplex nerūsējošā tērauda izturība pret koroziju izvēlētās organiskās skābēs un organiskās skābes/hlorīda vidēs.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.un Van Der Merwe, J. Duplekso nerūsējošā tērauda izturība pret koroziju vidēs ar dažām organiskām skābēm un organiskām skābēm/hlorīdiem. 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stainless steel在特定的organic酸和organic酸/chlorinated environment的耐过性性.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.un Van Der Merwe, J. Duplex nerūsējošā tērauda izturība pret koroziju izvēlētās organisko skābju un organisko skābju/hlorīdu vidēs.konservants.Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Fe-Al-Mn-C duplekso sakausējumu korozijas oksidatīvā uzvedība.Materiāli 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Jaunās paaudzes superduplekso tēraudu iekārtu gāzes un naftas ražošanai. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Jaunās paaudzes superduplekso tēraudu iekārtu gāzes un naftas ražošanai.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Jaunās paaudzes superduplekso tēraudu naftas un gāzes ieguves iekārtām.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Jaunās paaudzes superduplekso tēraudu gāzes un naftas ieguves iekārtām.Vebinārs E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Dupleksā nerūsējošā tērauda 2507. markas karstās deformācijas uzvedības izpēte. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Dupleksā nerūsējošā tērauda 2507. markas karstās deformācijas uzvedības izpēte. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall2507. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Pētījums par 2507 tipa dupleksā nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedību.Metāls. 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. un Utaisansuk, V. 2507 tipa dupleksā nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības izpēte.Metāls.alma mater.transs.48, 95–108 (2017).
Džou, T. et al.Kontrolētas aukstās velmēšanas ietekme uz ar cēriju modificēta superdupleksa SAF 2507 nerūsējošā tērauda mikrostruktūru un mehāniskajām īpašībām.alma mater.zinātne.Britānija.A 766, 138352 (2019).
Džou, T. et al.Strukturālās un mehāniskās īpašības, ko izraisa ar cēriju modificēta superdupleksa SAF 2507 nerūsējošā tērauda termiskā deformācija.J. Alma mater.uzglabāšanas tvertne.tehnoloģija.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda oksidācijas uzvedību augstā temperatūrā. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda oksidācijas uzvedību augstā temperatūrā.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. un Zheng K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda uzvedību augstas temperatūras oksidācijas apstākļos. 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. un Zheng K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tēraudu uzvedību augstā temperatūrā oksidējot.koros.zinātne.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce ietekme uz 27Cr-3.8Mo-2Ni superferīta nerūsējošā tērauda mikrostruktūru un īpašībām. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce ietekme uz 27Cr-3.8Mo-2Ni superferīta nerūsējošā tērauda mikrostruktūru un īpašībām.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. un Sun S. Se ietekme uz superferīta nerūsējošā tērauda 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktūru un īpašībām. 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. & Sun, S. Ce ietekme uz 27Cr-3.8Mo-2Ni supertērauda nerūsējošā tērauda mikrostruktūru un īpašībām. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce ietekme uz superferīta nerūsējošā tērauda 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktūru un īpašībām.Dzelzs zīme.Steelmak 47, 67–76 (2020).