Paldies, ka apmeklējāt vietni Nature.com. Jūsu izmantotajai pārlūkprogrammas versijai ir ierobežots CSS atbalsts. Lai nodrošinātu vislabāko pieredzi, iesakām 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 izturīgas pret koroziju apkārtējās vides apstākļos, pateicoties pasivācijas slānim, kas sastāv no hroma oksīda. Tērauda korozija un erozija tradicionāli tiek saistīta ar šo slāņu iznīcināšanu, bet reti mikroskopiskā līmenī, atkarībā no virsmas nehomogenitātes izcelsmes. Šajā darbā nanoskalas virsmas ķīmiskā heterogenitāte, kas noteikta ar spektroskopisko mikroskopiju un ķīmometrisko analīzi, negaidīti dominē auksti velmēta ar cēriju modificēta superdupleksa nerūsējošā tērauda 2507 (SDSS) sadalīšanās un korozijas laikā tā karstās deformācijas laikā. Lai gan rentgenstaru fotoelektronu mikroskopija uzrādīja relatīvi vienmērīgu dabiskā Cr2O3 slāņa pārklājumu, auksti velmētais SDSS uzrādīja sliktus pasivācijas rezultātus Fe3+ bagāto nanosaliņu lokalizētā sadalījuma dēļ uz Fe/Cr oksīda slāņa. Šīs zināšanas atomu līmenī sniedz dziļu izpratni par nerūsējošā tērauda koroziju un, domājams, palīdzēs cīnīties pret līdzīgu augsta leģējuma metālu koroziju.
Kopš nerūsējošā tērauda izgudrošanas ferohroma sakausējumu korozijas izturība tiek attiecināta uz hromu, kas veido spēcīgu oksīdu/oksihidroksīdu, kam piemīt pasivējošas īpašības lielākajā daļā vides. Salīdzinot ar parastajiem (austenīta un ferīta) nerūsējošajiem tēraudiem, superdupleksa nerūsējošajiem tēraudiem (SDSS) ar labāku korozijas izturību ir pārākas mehāniskās īpašības1,2,3. Paaugstināta mehāniskā izturība ļauj izgatavot vieglākus un kompaktākus dizainus. Turpretī ekonomiskajam SDSS ir augsta izturība pret punktveida un plaisu koroziju, kā rezultātā tas nodrošina ilgāku kalpošanas laiku un plašāku pielietojumu piesārņojuma kontrolē, ķīmisko vielu konteineros un naftas un gāzes ieguves rūpniecībā jūrā4. Tomēr šaurais termiskās apstrādes temperatūru diapazons un sliktā formējamība kavē tā plašu praktisko pielietojumu. Tāpēc SDSS ir modificēts, lai uzlabotu iepriekš minētās īpašības. Piemēram, 2507 SDSS (Ce-2507) tika ieviesta Ce modifikācija un liels N 6, 7, 8 piedevu daudzums. Piemērota 0,08 svara % retzemju elementa (Ce) koncentrācija labvēlīgi ietekmē DSS mehāniskās īpašības, jo tā uzlabo graudu smalkumu un graudu robežas stiprību. Ir uzlabota arī nodilumizturība un korozijas izturība, stiepes izturība un tecēšanas robeža, 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 temperatūrā), lai sasniegtu lieliskas mehāniskās īpašības6,7,8. Tomēr SDSS lieliskā izturība pret koroziju ir saistīta ar plānu oksīda plēvi uz virsmas, ko ietekmē daudzi faktori, piemēram, daudzu fāžu klātbūtne ar atšķirīgām graudu robežām, nevēlami nogulumi un dažādas reakcijas. Dažādu austenīta un ferīta fāžu iekšējā nehomogēnā mikrostruktūra tiek deformēta7. Tāpēc šādu plēvju mikrodomeinu īpašību izpēte elektroniskās struktūras līmenī ir ārkārtīgi svarīga SDSS korozijas izpratnei un prasa sarežģītas eksperimentālas metodes. Līdz šim virsmas jutīgās metodes, piemēram, 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 telpas punktos nanoskalā. Vairāki neseni pētījumi ir saistījuši lokālu hroma oksidēšanos ar novēroto 17 austenīta nerūsējošo tēraudu, 18 martensīta nerūsējošo tēraudu un SDSS 19, 20 korozijas uzvedību. Tomēr šie pētījumi galvenokārt ir koncentrējušies uz Cr heterogenitātes (piemēram, Cr3+ oksidācijas pakāpes) ietekmi uz korozijas izturību. Elementu oksidācijas pakāpju laterālo heterogenitāti var izraisīt dažādi savienojumi ar vienādiem sastāvdaļām, piemēram, dzelzs oksīdi. Šie savienojumi manto termomehāniski apstrādātu mazu izmēru, kas atrodas cieši blakus viens otram, bet atšķiras pēc sastāva un oksidācijas pakāpes 16, 21. Tāpēc, lai atklātu oksīda plēvju sabrukšanu un pēc tam punktveida veidošanos, ir jāsaprot virsmas nehomogenitāte mikroskopiskā līmenī. Neskatoties uz šīm prasībām, joprojām trūkst kvantitatīvu novērtējumu, piemēram, laterālās oksidācijas heterogenitātes, īpaši dzelzs nano/atomu mērogā, un to nozīme korozijas izturībai joprojām nav izpētīta. Līdz nesenam laikam dažādu elementu, piemēram, Fe un Ca, ķīmiskais stāvoklis tika kvantitatīvi aprakstīts tērauda paraugos, izmantojot mīksto rentgenstaru fotoelektronu mikroskopiju (X-PEEM) nanoskalas sinhrotrona starojuma iekārtās. Apvienojumā ar ķīmiski jutīgām rentgenstaru absorbcijas spektroskopijas (XAS) metodēm, X-PEEM nodrošina XAS mērījumus ar augstu telpisko un spektrālo izšķirtspēju, sniedzot ķīmisko informāciju par elementu sastāvu un tā ķīmisko stāvokli ar telpisko izšķirtspēju līdz pat nanometru skalai 23. Šī iniciācijas vietas spektroskopiskā novērošana mikroskopā atvieglo lokālus ķīmiskos eksperimentus un var telpiski demonstrēt iepriekš neizpētītas ķīmiskās izmaiņas Fe slānī.
Šis pētījums paplašina PEEM priekšrocības ķīmisko atšķirību noteikšanā nanoskalā un piedāvā ieskatu sniedzošu atomu līmeņa virsmas analīzes metodi Ce-2507 korozijas uzvedības izpratnei. Tajā tiek izmantoti K-vidējo klasteru ķemometriskie dati24, lai kartētu iesaistīto elementu globālo ķīmisko sastāvu (heterogenitāti), un to ķīmiskie stāvokļi tiek attēloti statistiskā attēlojumā. Atšķirībā no parastās korozijas, ko izraisa hroma oksīda plēves sabrukšana, pašreizējā sliktā pasivācija un sliktā izturība pret koroziju tiek attiecināta uz lokalizētām Fe3+ bagātām nanosaliņām Fe/Cr oksīda slāņa tuvumā, kas var būt aizsargājošā oksīda uzbrukums. Tas veido plēvi savā vietā un izraisa koroziju.
Deformētā SDSS 2507 korozīvā uzvedība vispirms tika novērtēta, izmantojot elektroķīmiskos mērījumus. 1. attēlā redzamas Nīkvista un Bodas līknes izvēlētiem paraugiem skābā (pH = 1) FeCl3 ūdens šķīdumā istabas temperatūrā. Izvēlētais elektrolīts darbojas kā spēcīgs oksidētājs, raksturojot pasivācijas plēves tendenci sadalīties. Lai gan materiāls netika pakļauts stabilai punktveida korozijai istabas temperatūrā, šīs analīzes sniedza ieskatu iespējamos bojājumu gadījumos un pēckorozijas procesos. Elektroķīmiskās impedances spektroskopijas (EIS) spektru pielāgošanai tika izmantota ekvivalenta shēma (1.d att.), un atbilstošie pielāgošanas rezultāti ir parādīti 1. tabulā. Testējot ar šķīdumu apstrādātus un karstās apstrādes paraugus, parādījās nepilnīgi pusapļi, savukārt atbilstošie saspiestie pusapļi tika auksti velmēti (1.b att.). EIS spektrā pusapļa rādiusu var uzskatīt par polarizācijas pretestību (Rp)25,26. 1. tabulā norādītais ar šķīdumu apstrādātā SDSS Rp ir aptuveni 135 kΩ cm–2, tomēr karstās apstrādes un aukstās velmēšanas SDSS gadījumā mēs varam redzēt daudz zemākas vērtības – attiecīgi 34,7 un 2,1 kΩ cm–2. Šis ievērojamais Rp samazinājums norāda uz plastiskās deformācijas negatīvo ietekmi uz pasivāciju un korozijas izturību, kā parādīts iepriekšējos ziņojumos 27, 28, 29, 30.
a Nīkvista, b, c Boda impedances un fāzes diagrammas, kā arī ekvivalentas ķēdes modelis d, kur RS ir elektrolīta pretestība, Rp ir polarizācijas pretestība un QCPE ir konstants fāzes elementa oksīds, ko izmanto, lai modelētu neidentisko kapacitāti (n). EIS mērījumi tika veikti tukšgaitas potenciālā.
Pirmās kārtas konstantes ir parādītas Bodes diagrammā, un augstfrekvences plato attēlo elektrolīta pretestību RS26. Samazinoties frekvencei, impedance palielinās un tiek konstatēts negatīvs fāzes leņķis, kas norāda uz kapacitātes dominanci. Fāzes leņķis palielinās, saglabājot maksimālo vērtību relatīvi plašā frekvenču diapazonā, un pēc tam samazinās (1.c att.). Tomēr visos trijos gadījumos šī maksimālā vērtība joprojām ir mazāka par 90°, kas norāda uz ideālu kapacitatīvo uzvedību kapacitatīvās dispersijas dēļ. Tādējādi QCPE konstantās fāzes elements (CPE) tiek izmantots, lai attēlotu starpfāžu kapacitātes sadalījumu, kas iegūts no virsmas raupjuma vai nehomogenitātes, īpaši attiecībā uz atomu mērogu, fraktāļu ģeometriju, elektrodu porainību, nevienmērīgo potenciālu un no virsmas atkarīgo strāvas sadalījumu. Elektroda ģeometrija31,32. CPE impedance:
kur j ir imaginārais skaitlis un ω ir leņķiskā frekvence. QCPE ir no frekvences neatkarīga konstante, kas ir proporcionāla elektrolīta aktīvajai atvērtajai platībai. n ir bezdimensijas jaudas skaitlis, kas apraksta novirzi no kondensatora ideālās kapacitatīvās uzvedības, t.i., jo tuvāk n ir 1, jo tuvāk CPE ir tīrajai kapacitātei, un, ja n ir tuvu nullei, tā ir pretestība. Neliela n novirze, tuvu 1, norāda uz virsmas neideālu kapacitatīvo uzvedību pēc polarizācijas testēšanas. Aukstā velmējuma SDSS QCPE ir daudz augstāks nekā līdzīgiem izstrādājumiem, kas nozīmē, ka virsmas kvalitāte ir mazāk vienmērīga.
Saskaņā ar lielāko daļu nerūsējošā tērauda korozijas izturības īpašību, SDSS relatīvi augstais Cr saturs parasti nodrošina SDSS izcilu korozijas izturību, pateicoties pasīvai aizsargājošai oksīda plēvei uz virsmas17. Šī pasivējošā plēve parasti ir bagāta ar Cr3+ oksīdiem un/vai hidroksīdiem, galvenokārt integrējot Fe2+, Fe3+ oksīdus un/vai (oksi)hidroksīdus33. Neskatoties uz vienādu virsmas vienmērīgumu, pasivējošo oksīda slāni un redzamu bojājumu neesamību uz virsmas, kas noteikta ar mikroskopiskiem attēliem,6,7 karstvelmēta un auksti velmēta SDSS korozijas uzvedība ir atšķirīga, tāpēc ir nepieciešama padziļināta tērauda deformācijas mikrostruktūras un strukturālo īpašību izpēte.
Deformēta nerūsējošā tērauda mikrostruktūra tika kvantitatīvi pētīta, izmantojot iekšējos un sinhrotrona augstas enerģijas rentgenstarus (1., 2. papildattēls). Detalizēta analīze ir sniegta papildinformācijā. Lai gan tās lielā mērā atbilst galvenās fāzes tipam, ir konstatētas atšķirības fāzes tilpuma daļās, kas uzskaitītas 1. papildtabulā. Šīs atšķirības var būt saistītas ar nehomogēnām fāzes daļām uz virsmas, kā arī tilpuma fāzes daļām, kas veiktas dažādos dziļumos. noteikšana ar rentgenstaru difrakciju. (XRD) ar dažādiem krītošo fotonu enerģijas avotiem. Relatīvi augstākais austenīta īpatsvars auksti velmētos paraugos, kas noteikts ar XRD no laboratorijas avota, norāda uz labāku pasivāciju un līdz ar to labāku izturību pret koroziju35, savukārt precīzāki un statistiski rezultāti norāda uz pretējām tendencēm fāzes proporcijās. Turklāt tērauda korozijas izturība ir atkarīga arī no graudu smalkuma pakāpes, graudu izmēra samazinājuma, mikrodeformāciju palielināšanās un dislokāciju blīvuma, kas rodas termomehāniskās apstrādes laikā36,37,38. Karstās apstrādes paraugiem ir graudaināks raksturs, kas liecina par mikrona izmēra graudiem, savukārt auksti velmētajos paraugos novērotie gludie gredzeni (3. papildattēls) liecina par ievērojamu graudu smalkošanos līdz nanomērogam iepriekšējos darbos6, kam vajadzētu veicināt plēves pasivāciju un korozijas izturības palielināšanos. Lielāks dislokāciju blīvums parasti ir saistīts ar zemāku izturību pret punktveida koroziju, kas labi atbilst elektroķīmiskajiem 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 veicina pasivāciju un līdzsvaro ferīta-austenīta fāzes struktūru un Ce modifikācijas mērķi. Pielāgojot sinhrotrona starojuma enerģiju, RAS tika pārklāts no virsmas ar Cr (mala L2,3), Fe (mala L2,3), Ni (mala L2,3) un Ce (mala M4,5) galvenajām iezīmēm. Karstā formēšana un aukstā velmēšana Ce-2507 SDSS. Atbilstoša datu analīze tika veikta, iekļaujot enerģijas kalibrēšanu ar publicētiem datiem (piemēram, XAS 40, 41 uz Fe L2, 3 malām).
2. attēlā redzami karstās apstrādes (2.a att.) un aukstās velmēšanas (2.d att.) Ce-2507 SDSS X-PEEM attēli un atbilstošās Cr un Fe L2,3 XAS malas individuāli atzīmētās vietās. XAS L2,3 mala zondē neaizņemtos 3d stāvokļus pēc elektronu fotoierosmes spinorbītas sadalīšanās 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 pie L3 malas tika novēroti četri pīķi, kas nosaukti par A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) un D (582,2 eV), atspoguļojot oktaedrisko Cr3+, kas atbilst Cr2O3 jonam. Eksperimentālie spektri saskan ar b un e panelī parādītajiem teorētiskajiem aprēķiniem, kas iegūti no vairākiem kristāla lauka aprēķiniem Cr L2.3 saskarnē, izmantojot kristāla lauku 2,0 eV44. Abas karstvelmētā un aukstvelmētā SDSS virsmas ir pārklātas ar relatīvi vienmērīgu Cr2O3 slāni.
Termiski deformēta SDSS X-PEEM termiskais attēls, kas atbilst b Cr L2.3 malai un c Fe L2.3 malai, d Auksti velmēta SDSS X-PEEM termiskais attēls, kas atbilst e Cr L2.3 malai un f Fe L2.3 malai (f). XAS spektri ir attēloti dažādās telpiskās pozīcijās, kas atzīmētas termiskajos attēlos (a, d), oranžās punktētās līnijas (b) un (e) attēlo simulētos Cr3+ 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 līdz augstai).
Neatkarīgi no šo metālisko elementu ķīmiskās vides, Ni un Ce leģējošo elementu pievienošanas ķīmiskais stāvoklis abiem paraugiem palika nemainīgs. Papildu zīmējums. 5.–9. attēlā parādīti Ni un Ce X-PEEM attēli un atbilstošie XAS spektri dažādās pozīcijās uz karstvelmētu un auksti velmētu paraugu virsmas. Ni XAS parāda Ni2+ oksidācijas pakāpes visā karstvelmētu un auksti velmētu paraugu izmērītajā virsmā (papildu diskusija). Jāatzīmē, ka karstvelmētu paraugu gadījumā Ce XAS signāls netika novērots, savukārt aukstvelmētu paraugu gadījumā tika novērots Ce3+ spektrs. Ce plankumu novērošana aukstvelmētos paraugos parādīja, ka Ce galvenokārt parādās nogulšņu veidā.
Termiski deformētajā SDSS netika novērotas lokālas XAS struktūras izmaiņas Fe L2,3 malā (2.c att.). Tomēr Fe matrica mikroreģionāli maina savu ķīmisko stāvokli septiņos nejauši izvēlētos auksti velmētā SDSS punktos, kā parādīts 2.f attēlā. Turklāt, lai iegūtu precīzu priekšstatu par Fe stāvokļa izmaiņām izvēlētajās vietās 2.f attēlā, tika veikti lokāli virsmas pētījumi (3. att. un 10. papildattēls), kuros tika izvēlēti mazāki apļveida apgabali. α-Fe2O3 sistēmu Fe L2,3 malas un Fe2+ oktaedrisko oksīdu XAS spektri tika modelēti ar vairākiem kristāla lauka 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 gan Fe2+, gan 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 gan Fe2+, gan 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) veidā.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]eg O4 spinels ar vakancēm eg pozīcijās. Tāpēc Fe3+ joniem γ-Fe2O3 ir gan Td, gan Oh pozīcijas. Kā minēts iepriekšējā rakstā,45 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 klāt tikai Fe3+. Ņemot vērā Fe3O4 gadījumu, kad ir gan Fe2+, gan Fe3+, pirmā zināmā īpašība ar vājāku (spēcīgāku) L3 malu Fe norāda uz mazāku (lielāku) neaizņemtu stāvokli t2g. Tas attiecas uz Fe2+ (Fe3+), kas parāda, ka pirmā pieauguma īpašība norāda uz Fe2+47 satura palielināšanos. Šie rezultāti liecina, ka Fe2+ un γ-Fe2O3, α-Fe2O3 un/vai Fe3O4 līdzāspastāvēšana dominē kompozītu auksti velmētā virsmā.
Palielināti fotoelektronu termiskās attēlveidošanas attēli ar XAS spektriem (a, c) un (b, d), kas šķērso Fe L2,3 malu dažādās telpiskās pozīcijās izvēlētajos 2. un E apgabalos 2.d attēlā.
Iegūtie eksperimentālie dati (4.a att. un 11. papildatt.) ir attēloti un salīdzināti ar tīro savienojumu 40, 41, 48 datiem. Trīs dažādi eksperimentāli novēroto Fe L-malas XAS spektru veidi (XAS-1, XAS-2 un XAS-3: 4.a att.). Konkrēti, visā detektēšanas laukumā tika novērots spektrs 2-a (apzīmēts ar XAS-1) 3.b attēlā, kam sekoja spektrs 2-b (apzīmēts ar XAS-2), savukārt spektri, piemēram, E-3, tika novēroti 3.d attēlā (apzīmēti ar XAS-3), tika novēroti noteiktās vietās. Parasti pētāmā parauga esošo valences stāvokļu identificēšanai tika izmantoti četri parametri: (1) spektrālās īpašības L3 un L2, (2) īpašību L3 un L2 enerģijas pozīcijas, (3) enerģijas starpība L3-L2, (4) L2/L3 intensitātes attiecība. Saskaņā ar vizuālajiem novērojumiem (4.a att.), uz pētāmās SDSS virsmas ir visi trīs Fe komponenti, proti, Fe0, Fe2+ un Fe3+. Aprēķinātā intensitātes attiecība L2/L3 arī norādīja uz visu trīs komponentu klātbūtni.
a Simulēti Fe XAS spektri ar novērotiem trim 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 attiecīgi 1,0 eV un 1,5 eV, eksperimentālie dati, kas izmērīti ar bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3), un atbilstošie optimizētie LCF dati (nepārtrauktā melnā līnija), kā arī XAS-3 spektru veidā ar Fe3O4 (Fe jauktais stāvoklis) un Fe2O3 (tīrs Fe3+) standartiem.
Dzelzs oksīda sastāva kvantitatīvai noteikšanai tika izmantota trīs standartu 40, 41, 48 lineārās kombinācijas pielāgošana (LCF). LCF tika ieviesta trim atlasītiem Fe L-malas XAS spektriem, kas uzrāda visaugstāko kontrastu, proti, XAS-1, XAS-2 un XAS-3, kā parādīts 4.b–d attēlā. LCF pielāgojumiem visos gadījumos tika ņemts vērā 10% Fe0, jo visos datos novērojām nelielu novirzi, kā arī tāpēc, ka metāliskais dzelzs ir galvenā tērauda sastāvdaļa. Patiešām, X-PEEM pārbaudes dziļums Fe (~6 nm)49 ir ​​lielāks nekā aprēķinātais oksidācijas slāņa biezums (nedaudz > 4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. Patiešām, X-PEEM pārbaudes dziļums Fe (~6 nm)49 ir ​​lielāks nekā aprēķinātais oksidācijas slāņa biezums (nedaudz > 4 nm), kas ļauj 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), (нем4нотонго) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Patiešām, zondes X-PEEM dziļums Fe (~6 nm)49 ir ​​lielāks nekā pieņemtais oksidācijas slāņa biezums (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> 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 оомнолсина 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktiski Fe (~6 nm) 49 noteikšanas dziļums ar X-PEEM ir lielāks nekā paredzamais oksīda slāņa biezums (nedaudz > 4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. .Lai atrastu labāko iespējamo risinājumu novērotajiem eksperimentālajiem datiem, tika veiktas dažādas Fe2+ un Fe3+ kombinācijas. 4.b attēlā redzams XAS-1 spektrs Fe2+ un Fe3+ kombinācijai, kur Fe2+ un Fe3+ proporcijas bija līdzīgas par aptuveni 45%, kas norāda uz jauktiem Fe oksidācijas stāvokļiem. Savukārt XAS-2 spektrā Fe2+ un Fe3+ procentuālā daļa ir attiecīgi ~30% un 60%. Fe2+ ​​ir mazāks par Fe3+. Fe2+ un Fe3 attiecība, kas vienāda ar 1:2, nozīmē, ka Fe3O4 var veidoties ar tādu pašu attiecību starp Fe joniem. Turklāt XAS-3 spektrā Fe2+ un Fe3+ procentuālā daļa ir ~10% un 80%, kas norāda uz lielāku Fe2+ konversiju uz Fe3+. Kā minēts iepriekš, Fe3+ var rasties no α-Fe2O3, γ-Fe2O3 vai Fe3O4. Lai izprastu visticamāko Fe3+ avotu, XAS-3 spektrs tika attēlots ar dažādiem Fe3+ standartiem 4.e attēlā, parādot līdzību ar abiem standartiem, ņemot vērā B maksimumu. Tomēr plecu maksimumu intensitāte (A: no Fe2+) un B/A intensitātes attiecība norāda, ka XAS-3 spektrs ir tuvs, bet nesakrīt ar γ-Fe2O3 spektru. Salīdzinot ar kopējo γ-Fe2O3, A SDSS Fe2p 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 un koordinācijas identificēšana tikai gar L2,3 malu vai L2/L3 intensitātes attiecību joprojām ir notiekošu pētījumu temats. Diskusijas notiek dažādu faktoru sarežģītības dēļ, kas ietekmē galīgo spektru41.
Papildus iepriekš aprakstītajām izvēlēto interešu reģionu ķīmiskā stāvokļa spektrālajām atšķirībām, galveno elementu Cr un Fe globālā ķīmiskā heterogenitāte tika novērtēta arī, klasificējot visus uz parauga virsmas iegūtos XAS spektrus, izmantojot K-vidējo klasterizācijas metodi. Cr L malu profili veido divus telpiski izkliedētus optimālus klasterus karstās apstrādes un auksti velmētajos paraugos, kas parādīti 5. attēlā. Ir skaidrs, ka nevienas lokālas strukturālas izmaiņas netiek uztvertas kā līdzīgas, jo XAS Cr spektru divi centroidi ir salīdzināmi. Šīs abu klasteru spektrālās formas ir gandrīz identiskas tām, kas atbilst Cr2O342, kas nozīmē, ka Cr2O3 slāņi ir relatīvi vienmērīgi izvietoti uz SDSS.
Cr L K apzīmē malu apgabalu klasterus, un b ir atbilstošie XAS centroīdi. Auksti velmēta SDSS K-vidējo X-PEEM salīdzināšanas rezultāti: c Cr L2.3 K-vidējo klasteru malu apgabals un d atbilstošie XAS centroīdi.
Lai ilustrētu sarežģītākas FeL malu kartes, karstās apstrādes un aukstās velmēšanas paraugiem tika izmantoti attiecīgi četri un pieci optimizēti klasteri un ar tiem saistītie centroīdi (spektrālie profili). Tādēļ 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 nehomogenitāti. Epseudo tiek aptuveni novērtēts, izmantojot sajaukšanas likumu,
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. Reģioniem ar zemāku potenciālu ir lielāks Fe3+ savienojuma saturs. Termiski deformētos paraugos potenciālu sadalījumam 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 interjerā netika novērotas (6.b att.). Turpretī atšķirīgu oksīdu savienojumā ar atšķirīgu Fe2+ un Fe3+ saturu auksti velmētā SDSS var novērot pseidopotenciāla nevienmērīgu raksturu (6.c, d att.). Fe3+ oksīdi un/vai (oksi)hidroksīdi ir galvenās tērauda rūsas sastāvdaļas un ir skābekļa un ūdens caurlaidīgi50. Šajā gadījumā salas, kas bagātas ar Fe3+, tiek uzskatītas par lokāli izkliedētām un var tikt uzskatītas par korodētām zonām. Tajā pašā laikā potenciāla lauka gradientu, nevis potenciāla absolūto vērtību, var izmantot kā indikatoru aktīvo korozijas vietu lokalizācijai. Šis nevienmērīgais Fe2+ un Fe3+ sadalījums uz auksti velmēta SDSS virsmas var mainīt lokālo ķīmisko sastāvu un nodrošināt praktiskāku aktīvās virsmas laukumu oksīda plēves sabrukšanas un korozijas reakciju laikā, ļaujot pamatā esošajai metāla matricai turpināt korodēt, kā rezultātā rodas iekšēja neviendabība.
K-vidējo vērtību klasteri un atbilstošie XAS centroīdi karstdeformēta X-PEEM ac un auksti velmēta SDSS Fe L2.3 malas apgabalā. a, d K-vidējo vērtību klasteru diagrammas, kas pārklātas ar X-PEEM attēliem. Aprēķinātais pseidoelektroda potenciāls (Epseudo) ir minēts kopā ar K-vidējo vērtību klasteru diagrammu. X-PEEM attēla spilgtums, tāpat kā krāsa 2. attēlā, ir proporcionāls rentgenstaru absorbcijas intensitātei.
Relatīvi vienmērīgs Cr, bet atšķirīgs Fe ķīmiskais stāvoklis rada atšķirīgus oksīda plēves bojājumus un korozijas modeļus karstvelmētā un auksti velmētā Ce-2507 materiālā. Šī auksti velmētā Ce-2507 īpašība ir labi pētīta. Attiecībā uz Fe oksīdu un hidroksīdu veidošanos apkārtējā gaisā šajā gandrīz neitrālajā darbā reakcijas ir šādas:
Iepriekš minētās reakcijas notiek šādos scenārijos, pamatojoties uz X-PEEM analīzi. Neliels plecs, kas atbilst Fe0, ir saistīts ar pamatā esošo metālisko dzelzi. Metāliskā Fe reakcija ar vidi izraisa 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 vienmērīgai un lipīgai struktūrai. Abu klātbūtne rada jauktus oksidācijas stāvokļus (XAS-1 spektrs). XAS-2 spektrs galvenokārt atbilst Fe3O4. Savukārt XAS-3 spektru novērošana vairākās vietās liecināja par pilnīgu pārvēršanos par γ-Fe2O3. Tā kā atlocīto rentgenstaru iekļūšanas dziļums ir aptuveni 50 nm, signāls no apakšējā slāņa rada lielāku A pīķa intensitāti.
XPA spektrs rāda, ka Fe komponentam oksīda plēvē ir slāņaina struktūra, kas apvienota ar Cr oksīda slāni. Pretstatā pasivācijas pazīmēm, ko izraisa lokāla Cr2O3 nehomogenitāte korozijas laikā, neskatoties uz vienmērīgo Cr2O3 slāni šajā darbā, šajā gadījumā ir novērota zema korozijas izturība, īpaši auksti velmētiem paraugiem. Novēroto uzvedību var saprast kā ķīmiskās oksidācijas pakāpes neviendabīgumu augšējā slānī (Fe), kas ietekmē korozijas veiktspēju. Pateicoties vienādai augšējā slāņa (dzelzs oksīda) un apakšējā slāņa (hroma oksīda) stehiometrijai,52,53 labāka mijiedarbība (adhēzija) starp tiem noved pie lēnākas metāla vai skābekļa jonu transporta režģī, kas savukārt noved pie korozijas izturības palielināšanās. Tāpēc nepārtraukta stehiometriskā attiecība, t.i., viens Fe oksidācijas stāvoklis, ir vēlamāka nekā pēkšņas stehiometriskas izmaiņas. Termiski deformētajam SDSS ir vienmērīgāka virsma, blīvāks aizsargslānis un labāka korozijas izturība. Savukārt auksti velmētam SDSS Fe3+ bagāto salu klātbūtne zem aizsargslāņa pārkāpj virsmas integritāti un izraisa galvanisko koroziju ar tuvumā esošo substrātu, kas noved pie strauja Rp krituma (1. tabula). EIS spektrs un tā korozijas izturība samazinās. Var redzēt, ka Fe3+ bagāto salu lokālais sadalījums plastiskās deformācijas dēļ galvenokārt ietekmē korozijas izturību, kas ir šī darba sasniegums. Tādējādi šajā pētījumā ir sniegti spektroskopiski mikroskopiski attēli par SDSS paraugu korozijas izturības samazināšanos, kas pētīti ar plastiskās deformācijas metodi.
Turklāt, lai gan retzemju elementu sakausējumi divfāžu tēraudos uzrāda labākus rezultātus, šī piedevas elementa mijiedarbība ar atsevišķo tērauda matricu korozijas uzvedības ziņā saskaņā ar spektroskopisko mikroskopiju joprojām nav skaidri redzama. Ce signālu parādīšanās (izmantojot XAS M malas) aukstās velmēšanas laikā parādās tikai dažās vietās, bet SDSS karstās deformācijas laikā izzūd, norādot uz lokālu Ce nogulsnēšanos tērauda matricā, nevis uz homogēnu sakausējumu. Lai gan SDSS mehāniskās īpašības būtiski neuzlabo6,7, retzemju elementu klātbūtne samazina ieslēgumu izmēru un tiek uzskatīts, ka tā kavē punktveida veidošanos sākotnējā reģionā54.
Noslēgumā šis darbs atklāj virsmas neviendabīguma ietekmi uz 2507 SDSS, kas modificēts ar cēriju, koroziju, kvantitatīvi nosakot nanoskalas komponentu ķīmisko saturu. Mēs atbildam uz jautājumu, kāpēc nerūsējošais tērauds korodē pat zem aizsargoksīda slāņa, kvantitatīvi nosakot tā mikrostruktūru, virsmas ķīmiju un signālu apstrādi, izmantojot K-vidējo klasterizāciju. Ir konstatēts, ka salas, kas bagātas ar Fe3+, ieskaitot to oktaedrisko un tetraedrisko koordināciju visā jauktā Fe2+/Fe3+ struktūrā, ir auksti velmētas oksīda plēves SDSS bojājumu un korozijas avots. Nanosalas, kurās dominē Fe3+, noved pie sliktas korozijas izturības pat pietiekama stehiometriska Cr2O3 pasivējošā slāņa klātbūtnē. Papildus metodoloģiskajiem sasniegumiem nanoskalas ķīmiskās neviendabīguma ietekmes uz koroziju noteikšanā, paredzams, ka notiekošais darbs iedvesmos inženiertehniskos procesus, lai uzlabotu nerūsējošā tērauda korozijas izturību tērauda ražošanas laikā.
Lai sagatavotu šajā pētījumā izmantoto Ce-2507 SDSS lietni, jaukts sastāvs, kas ietvēra Fe-Ce galveno sakausējumu, kas noslēgts ar tīra dzelzs cauruli, tika izkausēts 150 kg vidējas frekvences indukcijas krāsnī, lai iegūtu izkausētu tēraudu, un ieliets veidnē. Izmērītais ķīmiskais sastāvs (svara %) ir uzskaitīts 2. papildtabulā. Lietņi vispirms tiek karsti kaļti blokos. Pēc tam tos atkvēlina 1050 °C temperatūrā 60 minūtes, lai iegūtu tēraudu cieta šķīduma stāvoklī, un pēc tam atdzesē ūdenī līdz istabas temperatūrai. Pētītie paraugi tika detalizēti pētīti, izmantojot TEM un DOE, lai pētītu fāzes, graudu lielumu un morfoloģiju. Sīkāku informāciju par paraugiem un ražošanas procesu var atrast citos avotos6,7.
Karstajai saspiešanai paredzētie cilindriskie paraugi (φ10 mm × 15 mm) tika apstrādāti tā, lai cilindra ass būtu paralēla 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 paraugi tika karsēti ar ātrumu 10 °C s-1 2 minūtes izvēlētajā temperatūrā, lai novērstu temperatūras gradientu. Pēc temperatūras vienmērīguma sasniegšanas paraugs tika deformēts līdz patiesajai deformācijas vērtībai 0,7. Pēc deformācijas paraugi nekavējoties tika rūdīti ar ūdeni, lai saglabātu deformēto struktūru. Pēc tam sacietējušais paraugs tiek sagriezts paralēli saspiešanas virzienam. Šajā konkrētajā pētījumā mēs izvēlējāmies paraugu ar karstās deformācijas stāvokli 1050 °C, 10 s-1, jo novērotā mikrocietība bija augstāka nekā citiem paraugiem7.
LG-300 trīsfāžu asinhronā divu veltņu dzirnavā ar labākajām mehāniskajām īpašībām starp visiem citiem deformācijas līmeņiem6 tika izmantoti masīvi (80 × 10 × 17 mm3) Ce-2507 cietā šķīduma paraugi. Deformācijas ātrums un biezuma samazinājums katram ceļam ir attiecīgi 0,2 m·s-1 un 5%.
SDSS elektroķīmiskajiem mērījumiem pēc aukstās velmēšanas līdz 90% biezuma samazinājumam (1,0 ekvivalenta patiesā deformācija) un pēc karstās presēšanas 1050°C temperatūrā 10 s-1 līdz patiesajai deformācijai 0,7 tika izmantota Autolab PGSTAT128N elektroķīmiskā darbstacija. Darbstacijai 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 kuru malām tika pielodēti vara vadi. Pēc tam paraugi tika fiksēti ar epoksīdsveķiem, atstājot 1 cm2 darba atvērtu laukumu kā darba elektrodu (cilindriskā parauga apakšējā puse). Epoksīdsveķu sacietēšanas un sekojošās slīpēšanas un pulēšanas laikā jāievēro piesardzība, 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 elektroķīmiskajiem mērījumiem pulētie paraugi vairākas dienas tika pakļauti gaisa iedarbībai, lai izveidotu dabisku oksīda plēvi. Nerūsējošā tērauda korozijas paātrināšanai izmanto FeCl3 ūdens šķīdumu (6,0 masas %), kas saskaņā ar ASTM ieteikumiem stabilizēts līdz pH = 1,0 ± 0,01 ar HCl,55, jo tas ir korozīvs hlorīda jonu klātbūtnē ar spēcīgu oksidēšanas spēju un zemu pH līmeni saskaņā ar vides standartiem G48 un A923. Pirms jebkādu mērījumu veikšanas paraugs jāiegremdē testa šķīdumā uz 1 stundu, lai sasniegtu gandrīz stabilu stāvokli. Cietā šķīduma, karstformētiem un auksti velmētiem paraugiem impedances mērījumi tika veikti pie atvērtās ķēdes potenciāliem (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 vienādos apstākļos, lai nodrošinātu datu reproducējamību.
HE-SXRD mērījumiem tika mērīti taisnstūrveida dupleksa tērauda bloki ar izmēriem 1 × 1 × 1,5 mm3, lai kvantitatīvi noteiktu Brockhouse augstas enerģijas vigglera stara fāzes sastāvu CLS, Kanādā56. Datu vākšana tika veikta Debye-Scherrer ģeometrijā vai transmisijas ģeometrijā istabas temperatūrā. Rentgena 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 rentgena avotu. Paraugs atradās 740 mm attālumā no detektora. Katra parauga detektēšanas tilpums ir 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ko nosaka stara izmērs un parauga biezums. Visi dati tika apkopoti, izmantojot Perkin Elmer laukuma detektoru, plakanā paneļa rentgena detektoru, 200 µm pikseļi, 40 × 40 cm2, izmantojot ekspozīcijas laiku 0,3 s un 120 kadrus.
Divu izvēlētu modeļu sistēmu X-PEEM mērījumi tika veikti Beamline MAXPEEM PEEM gala stacijā MAX IV laboratorijā (Lunda, Zviedrija). Paraugi tika sagatavoti tāpat kā elektroķīmiskajiem mērījumiem. Sagatavotie paraugi tika turēti gaisā vairākas dienas un degazēti īpaši augsta vakuuma kamerā, pirms tos apstaroja ar sinhrotrona fotoniem. Staru līnijas enerģijas izšķirtspēja tika iegūta, izmērot jonu iznākuma spektru ierosmes apgabalā no N1s līdz 1\(\pi _g^ \ast\) pie hv = 401 eV N2 vidē, fotonu enerģijas atkarībai no E3/2, 57. Aproksimācijas spektri deva ΔE (spektrālās līnijas platumu) aptuveni 0,3 eV izmērītajā enerģijas diapazonā. Tāpēc, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si 1200 līniju mm−1 režģi Fe 2p L2,3 malai, Cr 2p L2,3 malai, Ni 2p L2,3 malai un Ce M4,5 malai, staru līnijas enerģijas izšķirtspēja tika aprēķināta kā E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 ph/s. Tāpēc, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si 1200 līniju mm−1 režģi Fe 2p L2,3 malai, Cr 2p L2,3 malai, Ni 2p L2,3 malai un Ce M4,5 malai, staru līnijas enerģijas izšķirtspēja tika aprēķināta kā E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 ph/s. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/0101 и ℉1012 использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка, 3 кромка Ni 2p L2,3 un кромка Ce M4,5. Tādējādi, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si režģi 1200 līnijas/mm Fe malai 2p L2,3, Cr malai 2p L2,3, Ni malai 2p L2,3 un Ce malai M4,5, staru kanāla enerģijas izšķirtspēja tika novērtēta kā E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 un plūsma ≈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 kb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 带 丌 PH/S ，带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 㼼 缁 L2.3 边缘老 L2.3 边缘 、2. 2p L2.3 边缘和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.Skenēšanas fotonu enerģija ar 0,2 eV soli. Katrā enerģijā PEEM attēli tika ierakstīti, izmantojot TVIPS F-216 šķiedru savienotu CMOS detektoru ar 2 x 2 biniem, kas nodrošina 1024 × 1024 pikseļu izšķirtspēju 20 µm redzes laukā. Attēlu ekspozīcijas laiks bija 0,2 s, vidēji 16 kadri. Fotoelektronu attēla enerģija ir izvēlēta tā, lai nodrošinātu maksimālo sekundāro elektronu signālu. Visi mērījumi tika veikti pie normālas krišanas, izmantojot lineāri polarizētu fotonu staru kūli. Vairāk informācijas par mērījumiem var atrast iepriekšējā pētījumā. Pēc kopējās elektronu ražas (TEY) noteikšanas režīma un tā pielietojuma X-PEEM49 izpētes šīs metodes izmēģinājuma dziļums tiek lēsts aptuveni 4–5 nm Cr signālam un aptuveni 6 nm Fe signālam. Cr dziļums ir ļoti tuvs oksīda plēves biezumam (~4 nm)60,61, savukārt Fe dziļums ir lielāks par biezumu. FeL malā savāktais XRD ir dzelzs oksīdu un matricas Fe0 XRD maisījums. Pirmajā gadījumā emitēto elektronu intensitāte rodas 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 tos savāktu analizators. Šajā gadījumā Fe0 signālu galvenokārt rada LVV Augera elektroni, kā arī to emitētie sekundārie elektroni. Turklāt šo elektronu radītā TEY intensitāte samazinās elektronu izkļūšanas ceļā, vēl vairāk samazinot Fe0 spektrālo reakciju dzelzs XAS kartē.
Datu ieguves integrēšana datu kubā (X-PEEM datos) ir galvenais solis atbilstošas ​​informācijas (ķīmisko vai fizikālo īpašību) iegūšanā daudzdimensionālā pieejā. K-vidējo klasterizācija tiek plaši izmantota vairākās jomās, tostarp mašīnredzē, attēlu apstrādē, nekontrolētā modeļu atpazīšanā, mākslīgajā intelektā un klasifikācijas analīzē. Piemēram, K-vidējo klasterizācija ir labi darbojusies hiperspektrālu attēlu datu klasterizēšanā. Principā daudzfunkcionālus datus K-vidējo algoritms var viegli grupēt, pamatojoties uz informāciju par to atribūtiem (fotonu enerģijas īpašībām). K-vidējo klasterizācija ir iteratīvs algoritms datu sadalīšanai K nepārklājošās grupās (klasteros), kur katrs pikselis pieder pie konkrēta klastera atkarībā no ķīmiskās nehomogenitātes telpiskā sadalījuma tērauda mikrostruktūras sastāvā. K-vidējo algoritms ietver divus posmus: pirmajā posmā tiek aprēķināti K centroīdi, bet otrajā posmā katram punktam tiek piešķirts klasteris ar blakus esošajiem centroīdiem. Klastera smaguma centrs tiek definēts kā šī klastera datu punktu (XAS spektra) aritmētiskais vidējais. Ir dažādi attālumi, lai definētu blakus esošos centroīdus kā Eiklīda attālumu. Ievades attēlam px,y (kur x un y ir izšķirtspēja pikseļos), CK ir klastera smaguma centrs; šo attēlu pēc tam var segmentēt (klasterizēt) K klasteros, izmantojot K-means63. K-means klasterizācijas algoritma pēdējie soļi ir:
2. solis. Aprēķiniet visu pikseļu piederību atbilstoši pašreizējam centroīdam. Piemēram, to aprēķina no Eiklīda attāluma d starp centru un katru pikseli:
3. darbība. Piešķiriet katram pikselim tuvāko centroīdu. Pēc tam pārrēķiniet K centroīda pozīcijas šādi:
4. darbība. Atkārtojiet procesu (vienādojumi (7) un (8)), līdz centroīdi konverģē. Galīgie klasterizācijas kvalitātes rezultāti ir cieši korelēti ar labāko sākotnējo centroīdu izvēli. Tērauda attēlu PEEM datu struktūrā X (x × y × λ) parasti ir 3D masīva datu kubs, savukārt x un y asis attēlo telpisko informāciju (pikseļu izšķirtspēju), un λ ass atbilst fotona enerģijas spektra attēlam. K-vidējo algoritmu izmanto, lai izpētītu interesējošos reģionus X-PEEM datos, atdalot pikseļus (klasterus vai apakšblokus) atbilstoši to spektrālajām īpašībām un iegūstot labākos centroīdus (XAS spektra profilus) katram analītam (klasterim). To izmanto, lai pētītu telpisko sadalījumu, lokālās spektrālās izmaiņas, oksidēšanās uzvedību un ķīmiskos stāvokļus. Piemēram, K-vidējo klasterizācijas algoritms tika izmantots Fe L-malas un Cr L-malas reģioniem karstās apstrādes un aukstās velmēšanas X-PEEM. Lai atrastu optimālos klasterus un centroīdus, tika pārbaudīts dažāds K klasteru (mikrostruktūras reģionu) skaits. 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. Iegūtie centroīdi ir tīru spektru lineāras kombinācijas.
Šī pētījuma rezultātus pamatojošie dati ir pieejami pēc attiecīgā WC autora saprātīga pieprasījuma.
Sieurin, H. un Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. Sieurin, H. un Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. un 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. un Sandström, R. Metinātu dupleksa nerūsējošo tēraudu lūzuma izturība.Britannia. Daļēja daļa. Kažokāda. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība izvēlētās organiskās skābēs un organisko skābju/hlorīdu vidē. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība izvēlētās organiskās skābēs un organisko skābju/hlorīdu vidē.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība vidē ar dažām organiskajām skābēm un organiskajām 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. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība izvēlētās organisko skābju un organisko skābju/hlorīdu vidēs.konservants. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. u.c. Fe-Al-Mn-C dupleksa sakausējumu korozijas-oksidatīvā uzvedība. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. un Balikoev, A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi gāzes un naftas ieguves iekārtām. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. un Balikoev, A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi gāzes un naftas ieguves iekārtām.Ļevkovs L., Šurigins D., Dubs V., Kosirevs K., Balikoevs A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi naftas un gāzes ieguves iekārtām.Ļevkovs L., Šurigins D., Dubs V., Kosirevs K., Balikojevs A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi gāzes un naftas ieguves iekārtām. Vebinārs E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. un Uthaisangsuk, V. 2507. klases dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metall. Kingklang, S. un Uthaisangsuk, V. 2507. klases dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall2507. Kingklang, S. un Uthaisangsuk, V. 2507. tipa dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. 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. un Utaisansuk, V. 2507. tipa dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metāls.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Džou, T. u.c. Kontrolētas aukstās velmēšanas ietekme uz ar cēriju modificēta superdupleksa SAF 2507 nerūsējošā tērauda mikrostruktūru un mehāniskajām īpašībām. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Džou, T. u.c. Cērija modificēta superdupleksa SAF 2507 nerūsējošā tērauda termiskās deformācijas izraisītās strukturālās un mehāniskās īpašības. J. Alma mater. Storage tank. Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. un Zheng, K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda oksidēšanās uzvedību augstā temperatūrā. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. un Zheng, K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda oksidēšanās 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 augstas temperatūras oksidācijas apstākļos.Koros. Zinātne. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. un Sun, S. Ce ietekme uz 27Cr-3.8Mo-2Ni superferītisko nerūsējošo tēraudu mikrostruktūru un īpašībām. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. un Sun, S. Ce ietekme uz 27Cr-3.8Mo-2Ni superferītisko nerūsējošo tēraudu mikrostruktūru un īpašībām.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. un Sun S. Se ietekme uz superferītisko nerūsējošo tēraudu 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. un 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. un Sun, S. Ce ietekme uz superferītiskā nerūsējošā tērauda 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrostruktūru un īpašībām.Dzelzs zīme. Steelmak 47, 67–76 (2020).