Bedankt voor uw bezoek aan Nature.com. De browserversie die u gebruikt, biedt beperkte CSS-ondersteuning. Voor de beste ervaring raden we u aan een bijgewerkte browser te gebruiken (of de compatibiliteitsmodus in Internet Explorer uit te schakelen). Om de ondersteuning te blijven garanderen, zullen we de site in de tussentijd zonder stijlen en JavaScript weergeven.
Het veelgebruikte roestvrij staal en de gesmede varianten ervan zijn bestand tegen corrosie onder omgevingsomstandigheden dankzij de passiveringslaag van chroomoxide. Corrosie en erosie van staal worden traditioneel geassocieerd met de vernietiging van deze lagen, maar zelden op microscopisch niveau, afhankelijk van de oorsprong van de oppervlakte-inhomogeniteit. In dit onderzoek blijkt de chemische heterogeniteit op nanoschaal, gedetecteerd door spectroscopische microscopie en chemometrische analyse, onverwacht de ontbinding en corrosie van koudgewalst cerium-gemodificeerd superduplex roestvrij staal 2507 (SDSS) tijdens warmvervorming te domineren. Hoewel röntgenfoto-elektronenmicroscopie een relatief uniforme bedekking van de natuurlijke Cr2O3-laag aantoonde, vertoonde koudgewalst SDSS slechte passiveringsresultaten als gevolg van de gelokaliseerde verspreiding van Fe3+-rijke nano-eilanden op de Fe/Cr-oxidelaag. Deze kennis op atomair niveau biedt een diepgaand inzicht in de corrosie van roestvrij staal en zal naar verwachting bijdragen aan de bestrijding van corrosie van vergelijkbare hooggelegeerde metalen.
Sinds de uitvinding van roestvrij staal wordt de corrosiebestendigheid van ferrochroomlegeringen toegeschreven aan chroom, dat een sterk oxide/oxyhydroxide vormt met een passiverende werking in de meeste omgevingen. Vergeleken met conventioneel (austenitisch en ferritisch) roestvrij staal, heeft superduplex roestvrij staal (SDSS) met een betere corrosiebestendigheid superieure mechanische eigenschappen1,2,3. De verhoogde mechanische sterkte maakt lichtere en compactere constructies mogelijk. Daarentegen heeft het economische SDSS een hoge weerstand tegen putcorrosie en spleetcorrosie, wat resulteert in een langere levensduur en bredere toepassingen in milieubescherming, chemische containers en de offshore olie- en gasindustrie4. Het smalle temperatuurbereik voor warmtebehandeling en de slechte vervormbaarheid belemmeren echter de brede praktische toepassing ervan. Daarom is SDSS gemodificeerd om de bovengenoemde eigenschappen te verbeteren. Zo werden bijvoorbeeld Ce-modificatie en hoge toevoegingen van N6,7,8 geïntroduceerd in 2507 SDSS (Ce-2507). Een geschikte concentratie van 0,08 gew.% zeldzaam aardmetaal (Ce) heeft een gunstig effect op de mechanische eigenschappen van DSS, omdat het de korrelverfijning en de korrelgrenssterkte verbetert. Ook de slijtvastheid, corrosiebestendigheid, treksterkte, vloeigrens en warmverwerkbaarheid zijn verbeterd⁹. Grote hoeveelheden stikstof kunnen het dure nikkelgehalte vervangen, waardoor SDSS kosteneffectiever wordt¹⁰.
Recentelijk is SDSS plastisch vervormd bij verschillende temperaturen (lage temperatuur, koud en heet) om uitstekende mechanische eigenschappen te verkrijgen6,7,8. De uitstekende corrosiebestendigheid van SDSS is echter te danken aan de aanwezigheid van een dunne oxidefilm op het oppervlak, die wordt beïnvloed door vele factoren, zoals de aanwezigheid van vele fasen met verschillende korrelgrenzen, ongewenste precipitaten en verschillende reacties. De interne inhomogene microstructuur van verschillende austenitische en ferritische fasen wordt vervormd7. Daarom is de studie van de microdomeineigenschappen van dergelijke films op het niveau van de elektronische structuur van cruciaal belang voor het begrijpen van SDSS-corrosie en vereist complexe experimentele technieken. Tot nu toe kunnen oppervlaktegevoelige methoden zoals Auger-elektronspectroscopie11 en röntgenfoto-elektronspectroscopie12,13,14,15, evenals het harde röntgenfoto-elektronspectroscopiesysteem, de chemische toestanden van hetzelfde element op verschillende punten in de ruimte op nanoschaal onderscheiden, maar slagen er vaak niet in deze te scheiden. Verschillende recente studies hebben lokale oxidatie van chroom in verband gebracht met het waargenomen corrosiegedrag van 17 austenitische roestvrijstalen, 18 martensitische roestvrijstalen en SDSS 19, 20. Deze studies hebben zich echter voornamelijk gericht op het effect van Cr-heterogeniteit (bijv. de oxidatietoestand Cr3+) op de corrosiebestendigheid. Laterale heterogeniteit in de oxidatietoestanden van elementen kan worden veroorzaakt door verschillende verbindingen met dezelfde samenstellende elementen, zoals ijzeroxiden. Deze verbindingen erven een thermomechanisch bewerkte kleine afmeting die dicht bij elkaar ligt, maar verschillen in samenstelling en oxidatietoestand16,21. Om de vernietiging van oxidefilms en de daaropvolgende putcorrosie te kunnen vaststellen, is daarom inzicht in de oppervlakte-inhomogeniteit op microscopisch niveau vereist. Ondanks deze vereisten ontbreken kwantitatieve beoordelingen zoals laterale oxidatieheterogeniteit, met name van ijzer op nano-/atomaire schaal, nog steeds en is hun betekenis voor de corrosiebestendigheid nog niet onderzocht. Tot voor kort werd de chemische toestand van verschillende elementen, zoals Fe en Ca, kwantitatief beschreven in staalmonsters met behulp van zachte röntgenfoto-elektronenmicroscopie (X-PEEM) in synchrotronstralingsfaciliteiten op nanoschaal. In combinatie met chemisch gevoelige röntgenabsorptiespectroscopie (XAS)-technieken maakt X-PEEM XAS-metingen mogelijk met een hoge ruimtelijke en spectrale resolutie, waardoor chemische informatie over de elementaire samenstelling en de chemische toestand ervan wordt verkregen met een ruimtelijke resolutie tot op nanometerschaal 23. Deze spectroscopische observatie van de initiatieplaats onder een microscoop vergemakkelijkt lokale chemische experimenten en kan ruimtelijk voorheen onbekende chemische veranderingen in de Fe-laag aantonen.
Deze studie breidt de voordelen van PEEM uit bij het detecteren van chemische verschillen op nanoschaal en presenteert een inzichtelijke oppervlakteanalysemethode op atomair niveau voor het begrijpen van het corrosiegedrag van Ce-2507. Er wordt gebruikgemaakt van K-means cluster chemometrische data24 om de globale chemische samenstelling (heterogeniteit) van de betrokken elementen in kaart te brengen, waarbij hun chemische toestanden statistisch worden weergegeven. In tegenstelling tot het traditionele geval van corrosie veroorzaakt door de afbraak van een chroomoxidefilm, worden de huidige slechte passivering en slechte corrosiebestendigheid toegeschreven aan gelokaliseerde Fe3+-rijke nano-eilanden nabij de Fe/Cr-oxidelaag, die mogelijk het gevolg zijn van beschermende oxiden. Op de plaats van afbraak wordt een film gevormd die corrosie veroorzaakt.
Het corrosieve gedrag van vervormd SDSS 2507 werd eerst geëvalueerd met behulp van elektrochemische metingen. Figuur 1 toont de Nyquist- en Bode-curven voor geselecteerde monsters in zure (pH = 1) waterige oplossingen van FeCl3 bij kamertemperatuur. De geselecteerde elektrolyt fungeert als een sterk oxiderend middel, wat de neiging van de passiveringslaag tot afbraak karakteriseert. Hoewel het materiaal geen stabiele putcorrosie bij kamertemperatuur vertoonde, gaven deze analyses inzicht in mogelijke faalgebeurtenissen en postcorrosieprocessen. Het equivalente circuit (Fig. 1d) werd gebruikt om elektrochemische impedantiespectroscopie (EIS) spectra te fitten, en de bijbehorende fitresultaten worden weergegeven in Tabel 1. Onvolledige halve cirkels verschenen bij het testen van de oplossingsbehandelde en warmvervormde monsters, terwijl de overeenkomstige gecomprimeerde halve cirkels koudgewalst waren (Fig. 1b). In het EIS-spectrum kan de straal van de halve cirkel worden beschouwd als de polarisatieweerstand (Rp)25,26. De Rp-waarde van oplossingsbehandeld SDSS in Tabel 1 is ongeveer 135 kΩ cm⁻², maar voor warm bewerkt en koudgewalst SDSS zien we veel lagere waarden van respectievelijk 34,7 en 2,1 kΩ cm⁻². Deze significante afname van Rp duidt op een nadelig effect van plastische vervorming op de passivering en corrosiebestendigheid, zoals eerder is aangetoond in rapporten 27, 28, 29, 30.
a Nyquist-, b, c Bode-impedantie- en fasediagrammen, en een equivalent schakelmodel voor d, waarbij RS de elektrolytweerstand is, Rp de polarisatieweerstand en QCPE het constante fase-elementoxide dat gebruikt wordt om de niet-ideale capaciteit (n) te modelleren. De EIS-metingen werden uitgevoerd bij nullastpotentiaal.
De constanten van de eerste orde worden weergegeven in het Bode-diagram en het hoogfrequente plateau vertegenwoordigt de elektrolytweerstand RS26. Naarmate de frequentie afneemt, neemt de impedantie toe en wordt een negatieve fasehoek gevonden, wat duidt op dominantie van de capaciteit. De fasehoek neemt toe, behoudt zijn maximale waarde in een relatief breed frequentiebereik en neemt vervolgens af (Fig. 1c). In alle drie de gevallen is deze maximale waarde echter nog steeds kleiner dan 90°, wat wijst op een niet-ideaal capacitief gedrag als gevolg van capacitieve dispersie. Daarom wordt het QCPE-constante fase-element (CPE) gebruikt om de interfaciale capaciteitsverdeling weer te geven die voortkomt uit oppervlakteruwheid of -inhomogeniteit, met name in termen van atomaire schaal, fractale geometrie, elektrodeporositeit, niet-uniforme potentiaal en oppervlakteafhankelijke stroomverdeling. Elektrodegeometrie31,32. CPE-impedantie:
waarbij j het imaginaire getal is en ω de hoekfrequentie. QCPE is een frequentieonafhankelijke constante die evenredig is met het actieve open oppervlak van de elektrolyt. n is een dimensieloos machtsgetal dat de afwijking van het ideale capacitieve gedrag van een condensator beschrijft, d.w.z. hoe dichter n bij 1 ligt, hoe dichter de CPE bij zuivere capaciteit ligt, en als n dicht bij nul ligt, is het weerstand. Een kleine afwijking van n, dicht bij 1, duidt op niet-ideaal capacitief gedrag van het oppervlak na polarisatietesten. De QCPE van koudgewalst SDSS is veel hoger dan die van vergelijkbare producten, wat betekent dat de oppervlaktekwaliteit minder uniform is.
In overeenstemming met de meeste corrosiebestendigheidseigenschappen van roestvrij staal, resulteert het relatief hoge Cr-gehalte van SDSS over het algemeen in een superieure corrosiebestendigheid van SDSS vanwege de aanwezigheid van een passieve beschermende oxidefilm op het oppervlak17. Deze passiverende film is meestal rijk aan Cr3+-oxiden en/of -hydroxiden, voornamelijk bestaande uit Fe2+-, Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden33. Ondanks dezelfde oppervlakte-uniformiteit, passiverende oxidelaag en afwezigheid van zichtbare breuken op het oppervlak, zoals vastgesteld door microscopische beelden6,7, verschilt het corrosiegedrag van warmbewerkt en koudgewalst SDSS. Dit vereist daarom een ​​diepgaande studie van de vervormingsmicrostructuur en de structurele kenmerken van het staal.
De microstructuur van vervormd roestvast staal werd kwantitatief onderzocht met behulp van interne en synchrotron-röntgenstraling met hoge energie (aanvullende figuren 1 en 2). Een gedetailleerde analyse is te vinden in de aanvullende informatie. Hoewel dit grotendeels overeenkomt met het type hoofdfase, werden er verschillen gevonden in de volumefracties van de fasen, die worden weergegeven in aanvullende tabel 1. Het verschil kan te wijten zijn aan de heterogene fasefractie aan het oppervlak en de volumefractie (XRD) die onderhevig is aan verschillende detectiediepten bij gebruik van röntgendiffractie met verschillende energiebronnen van invallende fotonen. Het relatief hogere aandeel austeniet in koudgewalste monsters, bepaald door XRD van een laboratoriumbron, duidt op een betere passivering en vervolgens een betere corrosiebestendigheid35, terwijl nauwkeurigere en statistische resultaten tegengestelde trends in faseverhoudingen laten zien. Bovendien hangt de corrosiebestendigheid van staal ook af van de mate van korrelverfijning, korrelgrootteverkleining, toename van microdeformaties en dislocatiedichtheid die optreden tijdens thermomechanische behandeling36,37,38. De warmverwerkte monsters vertonen een korreliger structuur, wat wijst op korrels van micronformaat, terwijl de gladde ringen die in de koudgewalste monsters worden waargenomen (aanvullende figuur 3) duiden op een aanzienlijke korrelverfijning tot nanoschaal in eerder onderzoek⁶, wat zou moeten bijdragen aan de passivering van de film en de toename van de corrosiebestendigheid. Een hogere dislocatiedichtheid wordt doorgaans geassocieerd met een lagere weerstand tegen putcorrosie, wat goed overeenkomt met elektrochemische metingen.
Veranderingen in de chemische toestand van microdomeinen van elementaire elementen zijn systematisch bestudeerd met behulp van X-PEEM. Ondanks de overvloed aan legeringselementen werden Cr, Fe, Ni en Ce39 hier gekozen, omdat Cr het sleutelelement is voor de vorming van de passiveringsfilm, Fe het belangrijkste element in staal is en Ni de passivering verbetert en de ferriet-austenitische fasestructuur in evenwicht brengt, en tevens dient als modificatie van Ce. Door de energie van de synchrotronstraling aan te passen, werd de RAS-laag aangebracht op het oppervlak met de belangrijkste kenmerken van Cr (rand L2.3), Fe (rand L2.3), Ni (rand L2.3) en Ce (rand M4.5). Dit betrof warmvervorming en koudwalsen van Ce-2507 SDSS. Een geschikte data-analyse werd uitgevoerd door energiecalibratie te combineren met gepubliceerde gegevens (bijv. XAS 40, 41 op Fe L2, 3-randen).
Figuur 2 toont X-PEEM-beelden van warmverwerkt (Fig. 2a) en koudgewalst (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS en de bijbehorende XAS-randen van Cr en Fe L2,3 op afzonderlijk gemarkeerde locaties. De L2,3-rand van de XAS meet de onbezette 3d-toestanden na foto-excitatie van elektronen op de spin-orbit-splitsingsniveaus 2p3/2 (L3-rand) en 2p1/2 (L2-rand). Informatie over de valentietoestand van Cr werd verkregen uit XAS bij de L2,3-rand in Fig. 2b, e. Vergelijking met de resultaten van andere onderzoekers 42,43 toonde aan dat er vier pieken werden waargenomen nabij de L3-rand, genaamd A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) en D (582,2 eV), die octaëdrisch Cr3+ weerspiegelen, overeenkomend met het Cr2O3-ion. De experimentele spectra komen overeen met de theoretische berekeningen weergegeven in panelen b en e, verkregen uit meerdere berekeningen van het kristalveld aan de Cr L2.3-interface met een kristalveld van 2,0 eV44. Beide oppervlakken van warmverwerkt en koudgewalst SDSS zijn bedekt met een relatief uniforme laag Cr2O3.
a X-PEEM thermische afbeelding van thermisch vervormd SDSS, corresponderend met b Cr L2.3-rand en c Fe L2.3-rand, d X-PEEM thermische afbeelding van koudgewalst SDSS, corresponderend met e Cr L2.3-rand en f Fe L2.3-randzijde (f). De XAS-spectra zijn uitgezet op verschillende ruimtelijke posities die zijn gemarkeerd op de thermische afbeeldingen (a, d). De oranje stippellijnen in (b) en (e) representeren de gesimuleerde XAS-spectra van Cr3+ met een kristalveldwaarde van 2,0 eV. Voor X-PEEM-afbeeldingen wordt een thermisch kleurenpalet gebruikt om de leesbaarheid van de afbeelding te verbeteren, waarbij de kleuren van blauw tot rood evenredig zijn met de intensiteit van de röntgenabsorptie (van laag tot hoog).
Ongeacht de chemische omgeving van deze metaalelementen bleef de chemische toestand van de toegevoegde legeringselementen Ni en Ce voor beide monsters onveranderd. Aanvullende tekening. Figuren 5-9 tonen X-PEEM-beelden en de bijbehorende XAS-spectra voor Ni en Ce op verschillende posities op het oppervlak van warmverwerkte en koudgewalste monsters. Ni XAS toont de oxidatietoestanden van Ni2+ over het gehele gemeten oppervlak van warmverwerkte en koudgewalste monsters (aanvullende discussie). Het is belangrijk op te merken dat in het geval van warmverwerkte monsters het XAS-signaal van Ce niet werd waargenomen, terwijl in het geval van koudgewalste monsters het spectrum van Ce3+ wel werd waargenomen. De waarneming van Ce-vlekken in koudgewalste monsters toonde aan dat Ce voornamelijk voorkomt in de vorm van precipitaten.
In het thermisch vervormde SDSS werd geen lokale structurele verandering in XAS bij de Fe L2,3-rand waargenomen (Fig. 2c). De Fe-matrix verandert echter microregionaal van chemische toestand op zeven willekeurig geselecteerde punten in het koudgewalste SDSS, zoals weergegeven in Fig. 2f. Om een ​​nauwkeurig beeld te krijgen van de veranderingen in de toestand van Fe op de geselecteerde locaties in Fig. 2f, werden bovendien lokale oppervlaktestudies uitgevoerd (Fig. 3 en Aanvullende Fig. 10) waarbij kleinere cirkelvormige gebieden werden geselecteerd. De XAS-spectra van de Fe L2,3-rand van α-Fe2O3-systemen en Fe2+-octaëdrische oxiden werden gemodelleerd met behulp van meervoudige kristalveldberekeningen met kristalvelden van 1,0 (Fe2+) en 1,0 (Fe3+)44. We merken op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, dat Fe3O4 een combinatie is van zowel Fe2+ als Fe3+,47 en dat FeO45 een formeel tweewaardig Fe2+-oxide is (3d6). We merken op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, dat Fe3O4 een combinatie van zowel Fe2+ als Fe3+ bevat,47 en dat FeO45 een formeel tweewaardig Fe2+-oxide is (3d6).Merk op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, Fe3O4 combineert zowel Fe2+ als Fe3+,47 en FeO45 in de vorm van formeel tweewaardig oxide Fe2+ (3d6).Merk op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, Fe3O4 een combinatie van Fe2+ en Fe3+ bevat,47 en FeO45 fungeert als een formeel tweewaardig Fe2+-oxide (3d6). Alle Fe3+-ionen in α-Fe2O3 hebben alleen Oh-posities, terwijl γ-Fe2O3 meestal wordt weergegeven door Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-spinel met vacatures in eg-posities. Daarom hebben de Fe3+-ionen in γ-Fe2O3 zowel Td- als Oh-posities. Zoals vermeld in een eerder artikel,45 hoewel de intensiteitsverhouding van de twee verschillend is, is hun intensiteitsverhouding eg/t2g ≈1, terwijl in dit geval de waargenomen intensiteitsverhouding eg/t2g ongeveer 1 is. Dit sluit de mogelijkheid uit dat in de huidige situatie alleen Fe3+ aanwezig is. In het geval van Fe3O4 met zowel Fe2+ als Fe3+, duidt het eerste kenmerk, waarvan bekend is dat het een zwakkere (sterkere) L3-rand voor Fe heeft, op een kleiner (groter) aantal onbezette t2g-toestanden. Dit geldt voor Fe2+ (Fe3+), wat aantoont dat het eerste kenmerk van de toename een toename van het Fe2+-gehalte aangeeft47. Deze resultaten laten zien dat de coëxistentie van Fe2+ en γ-Fe2O3, α-Fe2O3 en/of Fe3O4 dominant is op het koudgewalste oppervlak van de composieten.
Vergrote foto-elektronen thermische beeldvormingsbeelden van de XAS-spectra (a, c) en (b, d) die de Fe L2,3-rand kruisen op verschillende ruimtelijke posities binnen geselecteerde gebieden 2 en E in figuur 2d.
De verkregen experimentele gegevens (Fig. 4a en Aanvullende Fig. 11) zijn uitgezet en vergeleken met de gegevens voor de zuivere verbindingen 40, 41 en 48. Drie verschillende typen experimenteel waargenomen Fe L-rand XAS-spectra (XAS-1, XAS-2 en XAS-3: Fig. 4a). Spectrum 2-a (aangeduid als XAS-1) in Fig. 3b, gevolgd door spectrum 2-b (aangeduid als XAS-2), werd waargenomen over het gehele detectiegebied, terwijl spectra zoals E-3 in figuur 3d (aangeduid als XAS-3) op specifieke locaties werden waargenomen. In de regel werden vier parameters gebruikt om de aanwezige valentietoestanden in het onderzochte monster te identificeren: (1) spectrale kenmerken L3 en L2, (2) energieposities van de kenmerken L3 en L2, (3) energieverschil L3-L2, (4) L2/L3-intensiteitsverhouding. Volgens visuele waarnemingen (Fig. 4a) zijn alle drie de Fe-componenten, namelijk Fe0, Fe2+ en Fe3+, aanwezig op het onderzochte SDSS-oppervlak. De berekende intensiteitsverhouding L2/L3 bevestigde eveneens de aanwezigheid van alle drie de componenten.
a Gesimuleerde XAS-spectra van Fe met drie verschillende experimentele data (ononderbroken lijnen XAS-1, XAS-2 en XAS-3 corresponderen met 2-a, 2-b en E-3 in Fig. 2 en 3). Vergelijking: octaëders Fe2+, Fe3+ met kristalveldwaarden van respectievelijk 1,0 eV en 1,5 eV, de experimentele data gemeten met bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) en de overeenkomstige geoptimaliseerde LCF-data (ononderbroken zwarte lijn), en ook in de vorm van XAS-3-spectra met Fe3O4 (gemengde toestand van Fe) en Fe2O3 (zuiver Fe3+) standaarden.
Een lineaire combinatieaanpassing (LCF) van de drie standaarden 40, 41, 48 werd gebruikt om de ijzeroxidesamenstelling te kwantificeren. LCF werd toegepast op drie geselecteerde Fe L-rand XAS-spectra met het hoogste contrast, namelijk XAS-1, XAS-2 en XAS-3, zoals weergegeven in figuur 4b-d. Voor de LCF-aanpassingen werd in alle gevallen rekening gehouden met 10% Fe0, omdat we een kleine richel in alle data waarnamen en omdat metallisch ijzer het hoofdbestanddeel van staal is. De detectiediepte van X-PEEM voor Fe (~6 nm)49 is inderdaad groter dan de geschatte dikte van de oxidatielaag (iets > 4 nm), waardoor het mogelijk is om signalen van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag te detecteren. De detectiediepte van X-PEEM voor Fe (~6 nm)49 is inderdaad groter dan de geschatte dikte van de oxidatielaag (iets > 4 nm), waardoor het mogelijk is om signalen van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag te detecteren. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. De diepte van de X-PEEM-sonde voor Fe (~6 nm)49 is inderdaad groter dan de aangenomen dikte van de oxidatielaag (iets >4 nm), waardoor het mogelijk is het signaal van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag te detecteren.4 nm，允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。X-PEEM 对 Fe (~ 6 nm) 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 nm） 允许 检测来自 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Ik denk dat het goed isФактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, предполагаемая толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет Het apparaat kan niet meer worden aangesloten (Fe0) als het apparaat niet werkt. De detectiediepte van Fe (~6 nm) 49 door X-PEEM is in feite groter dan de verwachte dikte van de oxidelaag (iets > 4 nm), waardoor het mogelijk is het signaal van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag te detecteren. .Er werden verschillende combinaties van Fe2+ en Fe3+ getest om de best mogelijke oplossing te vinden voor de waargenomen experimentele gegevens. Figuur 4b toont het XAS-1-spectrum voor de combinatie van Fe2+ en Fe3+, waarbij de verhoudingen van Fe2+ en Fe3+ ongeveer 45% bedroegen, wat wijst op gemengde oxidatietoestanden van Fe. In het XAS-2-spectrum bedraagt ​​het percentage Fe2+ en Fe3+ respectievelijk ongeveer 30% en 60%. Fe2+ is minder aanwezig dan Fe3+. De verhouding van Fe2+ tot Fe3+, gelijk aan 1:2, betekent dat Fe3O4 kan worden gevormd bij dezelfde verhouding tussen Fe-ionen. Bovendien bedraagt ​​het percentage Fe2+ en Fe3+ in het XAS-3-spectrum ongeveer 10% en 80%, wat wijst op een hogere omzetting van Fe2+ naar Fe3+. Zoals hierboven vermeld, kan Fe3+ afkomstig zijn van α-Fe2O3, γ-Fe2O3 of Fe3O4. Om de meest waarschijnlijke bron van Fe3+ te begrijpen, werd het XAS-3-spectrum uitgezet met verschillende Fe3+-standaarden in figuur 4e. Dit toont overeenkomsten met beide standaarden als we de B-piek beschouwen. De intensiteit van de schouderpieken (A: van Fe2+) en de B/A-intensiteitsverhouding geven echter aan dat het XAS-3-spectrum dicht bij, maar niet samenvalt met het spectrum van γ-Fe2O3. Vergeleken met bulk γ-Fe2O3 heeft de Fe 2p XAS-piek van A SDSS een iets hogere intensiteit (fig. 4e), wat wijst op een hogere intensiteit van Fe2+. Hoewel het XAS-3-spectrum vergelijkbaar is met dat van γ-Fe2O3, waar Fe3+ aanwezig is op de Oh- en Td-posities, blijft de identificatie van verschillende valentietoestanden en coördinatie alleen langs de L2,3-rand of de L2/L3-intensiteitsverhouding een probleem. Dit is een onderwerp van voortdurende discussie vanwege de complexiteit van de verschillende factoren die het uiteindelijke spectrum beïnvloeden41.
Naast de hierboven beschreven spectrale verschillen in de chemische toestand van de geselecteerde interessegebieden, werd ook de globale chemische heterogeniteit van de sleutelelementen Cr en Fe beoordeeld door alle XAS-spectra die op het monsteroppervlak waren verkregen te classificeren met behulp van de K-means clusteringmethode. Randprofielen van Cr L zijn zo ingesteld dat ze twee optimale clusters vormen die ruimtelijk verdeeld zijn in de warmbewerkte en koudgewalste monsters, zoals weergegeven in Fig. 5. Het is duidelijk dat er geen lokale structurele veranderingen als vergelijkbaar worden waargenomen, aangezien de twee centroïden van de XAS Cr-spectra vergelijkbaar zijn. Deze spectrale vormen van de twee clusters zijn bijna identiek aan die van Cr2O342, wat betekent dat de Cr2O3-lagen relatief gelijkmatig verdeeld zijn over de SDSS.
Cr L K-means randgebiedclusters, en b is de corresponderende XAS-centroids. Resultaten van de K-means X-PEEM-vergelijking van koudgewalst SDSS: c Cr L2.3 randgebied van K-means clusters en d corresponderende XAS-centroids.
Om complexere FeL-randkaarten te illustreren, werden respectievelijk vier en vijf geoptimaliseerde clusters en hun bijbehorende centroïden (spectrale profielen) gebruikt voor warmbewerkte en koudgewalste monsters. Het percentage (%) Fe2+ en Fe3+ kan daarom worden verkregen door de LCF in figuur 4 te fitten. De pseudo-elektrodepotentiaal Epseudo als functie van Fe0 werd gebruikt om de microchemische inhomogeniteit van de oppervlakte-oxidefilm te onthullen. Epseudo wordt ruwweg geschat met behulp van de mengregel.
waarbij \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) gelijk is aan \(\rm{Fe} + 2e^ – \ tot \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), respectievelijk 0,440 en 0,036 V. Gebieden met een lagere potentiaal hebben een hoger gehalte aan de Fe3+-verbinding. De potentiaalverdeling in thermisch vervormde monsters heeft een gelaagd karakter met een maximale verandering van ongeveer 0,119 V (Fig. 6a, b). Deze potentiaalverdeling is nauw gerelateerd aan de oppervlaktetopografie (Fig. 6a). Er werden geen andere positieafhankelijke veranderingen in het onderliggende laminaire binnenste waargenomen (Fig. 6b). Daarentegen is bij de verbinding van ongelijke oxiden met verschillende gehaltes aan Fe2+ en Fe3+ in koudgewalst SDSS een niet-uniform karakter van de pseudopotentiaal waarneembaar (Fig. 6c, d). Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden zijn de belangrijkste bestanddelen van roest in staal en zijn doorlaatbaar voor zuurstof en water50. In dit geval worden de Fe3+-rijke eilanden beschouwd als lokaal verdeeld en kunnen ze worden gezien als gecorrodeerde gebieden. Tegelijkertijd kan de gradiënt in het potentiaalveld, in plaats van de absolute waarde van het potentiaal, worden gebruikt als indicator voor de lokalisatie van actieve corrosieplekken. Deze ongelijke verdeling van Fe2+ en Fe3+ op het oppervlak van koudgewalst SDSS kan de lokale chemie veranderen en een praktischer actief oppervlak bieden voor de afbraak van de oxidefilm en corrosiereacties, waardoor continue corrosie van de onderliggende metaalmatrix mogelijk wordt, resulterend in interne corrosie, heterogeniteit van eigenschappen en een afname van de beschermende eigenschappen van de passiveringslaag.
K-means clusters en corresponderende XAS-centroids in het Fe L2.3-randgebied van warmvervormd X-PEEM ac en df van koudgewalst SDSS. a, d K-means clusterplots over elkaar heen gelegd op X-PEEM-afbeeldingen. De berekende pseudo-elektrodepotentiaal (Epseudo) wordt vermeld bij de K-means clusterplot. De helderheid van de X-PEEM-afbeelding, zoals de kleur in Fig. 2, is evenredig met de röntgenabsorptie-intensiteit.
De relatief uniforme Cr-samenstelling, maar de verschillende chemische toestand van Fe, leiden tot verschillende schade- en corrosiepatronen aan de oxidefilm in warmverwerkt en koudgewalst Ce-2507. Deze eigenschap van koudgewalst Ce-2507 is uitgebreid bestudeerd. Wat betreft de vorming van oxiden en hydroxiden van Fe in de omgevingslucht in dit vrijwel neutrale werk, zijn de reacties als volgt:
De bovenstaande reacties vinden plaats in de volgende scenario's op basis van X-PEEM-analyse. Een kleine schouder die overeenkomt met Fe0 is geassocieerd met het onderliggende metallische ijzer. De reactie van metallisch Fe met de omgeving resulteert in de vorming van een Fe(OH)2-laag (vergelijking (5)), die het Fe2+-signaal in de Fe L-rand XAS versterkt. Langdurige blootstelling aan lucht kan leiden tot de vorming van Fe3O4- en/of Fe2O3-oxiden na Fe(OH)252,53. Twee stabiele vormen van Fe, Fe3O4 en Fe2O3, kunnen ook gevormd worden in de Cr3+-rijke beschermende laag, waarbij Fe3O4 de voorkeur geeft aan een uniforme en kleverige structuur. De aanwezigheid van beide resulteert in gemengde oxidatietoestanden (XAS-1-spectrum). Het XAS-2-spectrum komt voornamelijk overeen met Fe3O4. De waarneming van XAS-3-spectra op verschillende plaatsen duidde echter op een volledige omzetting naar γ-Fe2O3. Omdat de indringdiepte van de uitgevouwen röntgenstralen ongeveer 50 nm bedraagt, resulteert het signaal van de onderste laag in een hogere intensiteit van de A-piek.
Het XPA-spectrum laat zien dat de Fe-component in de oxidefilm een ​​gelaagde structuur heeft, gecombineerd met een Cr-oxidelaag. In tegenstelling tot de tekenen van passivering als gevolg van lokale inhomogeniteit van Cr2O3 tijdens corrosie, wordt ondanks de uniforme Cr2O3-laag in dit onderzoek een lage corrosiebestendigheid waargenomen, met name voor koudgewalste monsters. Het waargenomen gedrag kan worden verklaard door de heterogeniteit van de chemische oxidatietoestand in de bovenste laag (Fe), die de corrosieprestaties beïnvloedt. Door de gelijke stoichiometrie van de bovenste laag (ijzeroxide) en de onderste laag (chroomoxide)52,53 leidt een betere interactie (hechting) tussen beide tot een langzamer transport van metaal- of zuurstofionen in het rooster, wat op zijn beurt leidt tot een verhoogde corrosiebestendigheid. Daarom is een continue stoichiometrische verhouding, oftewel één oxidatietoestand van Fe, te verkiezen boven abrupte stoichiometrische veranderingen. Het thermisch vervormde SDSS heeft een uniformer oppervlak, een dichtere beschermlaag en een betere corrosiebestendigheid. Bij koudgewalst SDSS tast de aanwezigheid van Fe3+-rijke eilanden onder de beschermlaag de integriteit van het oppervlak aan en veroorzaakt galvanische corrosie met het nabijgelegen substraat, wat leidt tot een scherpe daling van Rp (tabel 1). Het EIS-spectrum en de corrosiebestendigheid ervan nemen af. Het blijkt dat de lokale verdeling van Fe3+-rijke eilanden als gevolg van plastische vervorming de corrosiebestendigheid voornamelijk beïnvloedt, wat een doorbraak in dit onderzoek is. Deze studie presenteert dus spectroscopische microscopische beelden van de vermindering van de corrosiebestendigheid van SDSS-monsters die zijn onderzocht met behulp van de plastische vervormingsmethode.
Bovendien, hoewel legering met zeldzame aardmetalen in tweefasige staalsoorten betere prestaties laat zien, blijft de interactie van dit additieve element met een individuele staalmatrix wat betreft corrosiegedrag, volgens spectroscopische microscopiegegevens, onduidelijk. De aanwezigheid van Ce-signalen (via XAS M-randen) verschijnt slechts op enkele plaatsen tijdens koudwalsen, maar verdwijnt tijdens warmvervorming van het SDSS, wat wijst op lokale precipitatie van Ce in de staalmatrix in plaats van homogene legering. Hoewel de aanwezigheid van zeldzame aardmetalen de mechanische eigenschappen van SDSS niet significant verbetert6,7, vermindert het de grootte van de insluitsels en wordt aangenomen dat het putcorrosie in het begingebied remt54.
Samenvattend onthult dit onderzoek het effect van oppervlakteheterogeniteit op de corrosie van met cerium gemodificeerd 2507 SDSS door de chemische samenstelling van nanocomponenten te kwantificeren. We beantwoorden de vraag waarom roestvrij staal corrodeert, zelfs onder een beschermende oxidelaag, door de microstructuur, oppervlaktechemie en signaalverwerking ervan te kwantificeren met behulp van K-means clustering. Het is vastgesteld dat eilanden rijk aan Fe3+, inclusief hun octaëdrische en tetraëdrische coördinatie langs de gehele structuur van gemengd Fe2+/Fe3+, de bron zijn van schade en corrosie van de koudgewalste oxidefilm van SDSS. Nano-eilanden die gedomineerd worden door Fe3+ leiden tot een slechte corrosiebestendigheid, zelfs in aanwezigheid van een voldoende stoichiometrische Cr2O3-passiveringslaag. Naast methodologische vooruitgang in het bepalen van het effect van chemische heterogeniteit op nanoschaal op corrosie, zal het lopende onderzoek naar verwachting inspiratie bieden voor technische processen om de corrosiebestendigheid van roestvrij staal tijdens de staalproductie te verbeteren.
Voor de bereiding van de in dit onderzoek gebruikte Ce-2507 SDSS-ingot werd een gemengde samenstelling, bestaande uit een Fe-Ce-moederlegering afgesloten met een zuivere ijzeren buis, gesmolten in een inductieoven met middelhoge frequentie van 150 kg om gesmolten staal te produceren, dat vervolgens in een mal werd gegoten. De gemeten chemische samenstellingen (gewichts%) staan ​​vermeld in Aanvullende Tabel 2. De ingots werden eerst warm gesmeed tot blokken. Vervolgens werden ze gedurende 60 minuten gegloeid bij 1050 °C om staal in de vaste-oplossingstoestand te verkrijgen, waarna ze in water werden afgekoeld tot kamertemperatuur. De onderzochte monsters werden gedetailleerd bestudeerd met behulp van TEM en DOE om de fasen, korrelgrootte en morfologie te onderzoeken. Meer gedetailleerde informatie over de monsters en het productieproces is te vinden in andere bronnen6,7.
Cilindrische monsters (φ10 mm × 15 mm) voor warmpersen werden zo bewerkt dat de as van de cilinder parallel liep aan de vervormingsrichting van het blok. Compressie bij hoge temperatuur werd uitgevoerd bij verschillende temperaturen in het bereik van 1000-1150 °C met behulp van een Gleeble-3800 thermische simulator bij een constante reksnelheid in het bereik van 0,01-10 s⁻¹. Vóór de vervorming werden de monsters gedurende 2 minuten verwarmd met een snelheid van 10 °C s⁻¹ bij een geselecteerde temperatuur om de temperatuurgradiënt te elimineren. Nadat een uniforme temperatuur was bereikt, werd het monster vervormd tot een werkelijke rekwaarde van 0,7. Na de vervorming werden de monsters onmiddellijk afgekoeld met water om de vervormde structuur te behouden. Het geharde monster werd vervolgens parallel aan de compressierichting doorgesneden. Voor dit specifieke onderzoek kozen we een monster met een warmvervormingsconditie van 1050 °C, 10 s⁻¹ omdat de waargenomen microhardheid hoger was dan bij andere monsters⁷.
Massieve monsters (80 × 10 × 17 mm³) van de Ce-2507 vaste oplossing werden gebruikt in een LG-300 driefasige asynchrone tweewalswals, waarbij de beste mechanische eigenschappen werden verkregen van alle andere vervormingsniveaus⁶. De vervormingssnelheid en diktereductie voor elk pad bedragen respectievelijk 0,2 m·s⁻¹ en 5%.
Voor de elektrochemische metingen van SDSS werd een Autolab PGSTAT128N elektrochemisch werkstation gebruikt. Het SDSS-monster werd koudgewalst tot een diktereductie van 90% (1,0 equivalente ware rek) en vervolgens warmgeperst bij 1050 °C gedurende 10 s⁻¹ tot een ware rek van 0,7. Het werkstation heeft een drieelektrodecel met een verzadigde calomel-elektrode als referentie-elektrode, een grafiet-tegenelektrode en een SDSS-monster als werkelektrode. De monsters werden in cilinders gesneden met een diameter van 11,3 mm, waaraan koperdraden werden gesoldeerd. De monsters werden vervolgens gefixeerd met epoxyhars, waarbij een open werkoppervlak van 1 cm² als werkelektrode werd vrijgelaten (onderzijde van het cilindrische monster). Wees voorzichtig tijdens het uitharden van de epoxyhars en het daaropvolgende schuren en polijsten om scheuren te voorkomen. De werkoppervlakken werden geslepen en gepolijst met een diamantpolijstsuspensie met een deeltjesgrootte van 1 μm, gewassen met gedestilleerd water en ethanol en gedroogd in koude lucht. Voordat elektrochemische metingen werden uitgevoerd, werden de gepolijste monsters enkele dagen aan de lucht blootgesteld om een ​​natuurlijke oxidefilm te vormen. Een waterige oplossing van FeCl3 (6,0 gew%), gestabiliseerd tot pH = 1,0 ± 0,01 met HCl volgens ASTM-aanbevelingen, werd gebruikt om de corrosie van roestvast staal te versnellen55, omdat dit corrosief is in aanwezigheid van chloride-ionen met een sterk oxiderend vermogen en een lage pH (milieunormen G48 en A923). Dompel het monster gedurende 1 uur onder in de testoplossing totdat een bijna stabiele toestand is bereikt voordat metingen worden verricht. Voor monsters van vaste oplossing, warmgevormd en koudgewalst staal werden impedantiemetingen uitgevoerd bij open-circuitpotentialen (OPC) van respectievelijk 0,39, 0,33 en 0,25 V, in het frequentiebereik van 1105 tot 0,1 Hz met een amplitude van 5 mV. Alle chemische testen werden minstens 3 keer onder dezelfde omstandigheden herhaald om de reproduceerbaarheid van de gegevens te waarborgen.
Voor HE-SXRD-metingen werden rechthoekige duplexstalen blokken van 1 × 1 × 1,5 mm³ gemeten om de fasesamenstelling van de bundel van een Brockhouse high-energy wiggler bij CLS, Canada⁵⁶ te kwantificeren. De dataverzameling werd uitgevoerd in Debye-Scherrer-geometrie of transmissiegeometrie bij kamertemperatuur. De röntgengolflengte, gekalibreerd met de LaB₆-kalibrator, is 0,212561 Å, wat overeenkomt met 58 keV, wat veel hoger is dan die van Cu Kα (8 keV), dat gewoonlijk als laboratoriumröntgenbron wordt gebruikt. Het monster bevond zich op een afstand van 740 mm van de detector. Het detectievolume van elk monster is 0,2 × 0,3 × 1,5 mm³, bepaald door de bundelgrootte en de dikte van het monster. Alle gegevens werden verzameld met behulp van een Perkin Elmer vlakdetector, een röntgendetector met een resolutie van 200 µm, een afmeting van 40×40 cm2, met een belichtingstijd van 0,3 s en 120 frames.
X-PEEM-metingen van twee geselecteerde modelsystemen werden uitgevoerd bij het PEEM-eindstation van de MAXPEEM-bundellijn in het MAX IV-laboratorium (Lund, Zweden). De monsters werden op dezelfde manier voorbereid als voor elektrochemische metingen. De voorbereide monsters werden enkele dagen in de lucht bewaard en ontgast in een ultrahogevacuümkamer voordat ze werden bestraald met synchrotronfotonen. De energieresolutie van de bundellijn werd verkregen door het ionenopbrengstspectrum te meten in het excitatiegebied van N 1s tot 1\(\pi _g^ \ast\) nabij hv = 401 eV in N2 met de afhankelijkheid van de fotonenergie van E3/2 , 57. Benaderingsspectra gaven een ΔE (breedte van de spectrale lijn) van ongeveer 0,3 eV in het gemeten energiebereik. Daarom werd de energieresolutie van de bundellijn geschat op E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en de flux op ≈1012 fotonen/s door gebruik te maken van een gemodificeerde SX-700 monochromator met een Si 1200-lijns mm−1 rooster voor de Fe 2p L2,3-rand, Cr 2p L2,3-rand, Ni 2p L2,3-rand en Ce M4,5-rand. Daarom werd de energieresolutie van de bundellijn geschat op E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en de flux op ≈1012 fotonen/s door gebruik te maken van een gemodificeerde SX-700 monochromator met een Si 1200-lijns mm−1 rooster voor de Fe 2p L2.3-rand, Cr 2p L2.3-rand, Ni 2p L2.3-rand en Ce M4.5-rand. Als het goed is, is het mogelijk om de hoeveelheid E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 en ≈1012 ф/с при использовании SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, stekker Ni 2p L2,3 en stekker Ce M4,5. De energieresolutie van het bundelkanaal werd aldus geschat op E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en de flux ≈1012 f/s met behulp van een gemodificeerde SX-700 monochromator met een Si-rooster van 1200 lijnen/mm voor de Fe-rand 2p L2,3, de Cr-rand 2p L2.3, de Ni-rand 2p L2.3 en de Ce-rand M4.5.E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 Si 1200线mm-1 SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和Ce M4,5 边缘。因此, 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S, 使用 带有 带有1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘, Cr 2p L2.3 边缘, Ni 2p L2.3边缘和Ce M4.5 modellen.Bij gebruik van een aangepaste SX-700 monochromator met een Si-rooster van 1200 lijnen: 3, Cr-rand 2p L2.3, Ni-rand 2p L2.3 en Ce-rand M4.5.De fotonenergie werd in stappen van 0,2 eV gescand. Bij elke energie werden PEEM-beelden opgenomen met behulp van een vezelgekoppelde TVIPS F-216 CMOS-detector met 2 x 2 bins, wat een resolutie van 1024 x 1024 pixels oplevert in een gezichtsveld van 20 µm. De belichtingstijd van de beelden was 0,2 s, waarbij 16 frames werden gemiddeld. De energie van de foto-elektronenbeelden werd zodanig gekozen dat het secundaire elektronensignaal maximaal was. Alle metingen werden uitgevoerd bij normale invalshoek met een lineair gepolariseerde fotonenbundel. Meer informatie over de metingen is te vinden in een eerder onderzoek. Na bestudering van de detectiemodus voor de totale elektronenopbrengst (TEY) en de toepassing ervan in X-PEEM49, werd de proefdiepte van deze methode geschat op ongeveer 4-5 nm voor het Cr-signaal en ongeveer 6 nm voor Fe. De Cr-diepte ligt zeer dicht bij de dikte van de oxidefilm (~4 nm)60,61, terwijl de Fe-diepte groter is dan de dikte. XRD-metingen aan de rand van Fe L zijn een mengsel van XRD-signalen van ijzeroxiden en Fe0 uit de matrix. In het eerste geval is de intensiteit van de uitgezonden elektronen afkomstig van alle mogelijke typen elektronen die bijdragen aan TEY. Een zuiver ijzersignaal vereist echter een hogere kinetische energie voor de elektronen om door de oxidelaag naar het oppervlak te dringen en door de analysator te worden opgevangen. In dit geval is het Fe0-signaal voornamelijk te danken aan LVV Auger-elektronen, evenals secundaire elektronen die daardoor worden uitgezonden. Bovendien neemt de TEY-intensiteit die door deze elektronen wordt bijgedragen af ​​tijdens het ontsnappingspad van de elektronen, waardoor de spectrale respons van Fe0 in de ijzer-XAS-kaart verder afneemt.
Het integreren van data mining in een data cube (X-PEEM data) is een cruciale stap in het extraheren van relevante informatie (chemische of fysische eigenschappen) in een multidimensionale aanpak. K-means clustering wordt veel gebruikt in diverse vakgebieden, waaronder machine vision, beeldverwerking, onbegeleide patroonherkenning, kunstmatige intelligentie en classificatieanalyse. Zo heeft K-means clustering bijvoorbeeld goede resultaten opgeleverd bij het clusteren van hyperspectrale beelddata. In principe kan het K-means algoritme data met meerdere kenmerken eenvoudig groeperen op basis van informatie over hun attributen (fotonenergie-eigenschappen). K-means clustering is een iteratief algoritme voor het verdelen van data in K niet-overlappende groepen (clusters), waarbij elke pixel tot een bepaald cluster behoort, afhankelijk van de ruimtelijke verdeling van chemische inhomogeniteit in de microstructuur van staal. Het K-means algoritme bestaat uit twee fasen: in de eerste fase worden K centroids berekend en in de tweede fase wordt aan elk punt een cluster met naburige centroids toegewezen. Het zwaartepunt van een cluster wordt gedefinieerd als het rekenkundig gemiddelde van de datapunten (XAS-spectrum) voor dat cluster. Er zijn verschillende afstanden om naburige zwaartepunten te definiëren, zoals de Euclidische afstand. Voor een invoerafbeelding van px,y (waarbij x en y de resolutie in pixels zijn) is CK het zwaartepunt van het cluster; deze afbeelding kan vervolgens worden gesegmenteerd (geclusterd) in K clusters met behulp van K-means63. De laatste stappen van het K-means clusteringalgoritme zijn:
Stap 2. Bereken de mate van lidmaatschap van alle pixels ten opzichte van het huidige zwaartepunt. Dit wordt bijvoorbeeld berekend aan de hand van de Euclidische afstand d tussen het middelpunt en elke pixel:
Stap 3 Wijs elke pixel toe aan het dichtstbijzijnde zwaartepunt. Herbereken vervolgens de K zwaartepuntposities als volgt:
Stap 4. Herhaal het proces (vergelijkingen (7) en (8)) totdat de centroïden convergeren. De uiteindelijke clusteringkwaliteit is sterk gecorreleerd met de beste keuze van de initiële centroïden. Voor de PEEM-datastructuur van staalbeelden is X (x × y × λ) doorgaans een kubus van 3D-arraydata, waarbij de x- en y-assen ruimtelijke informatie (pixelresolutie) vertegenwoordigen en de λ-as overeenkomt met een fotonenergiespectraal beeld. Het K-means-algoritme wordt gebruikt om interessante gebieden in X-PEEM-data te verkennen door pixels (clusters of subblokken) te scheiden op basis van hun spectrale kenmerken en de beste centroïden (XAS-spectrale profielen) voor elk analyt te extraheren. Het wordt gebruikt om ruimtelijke verdeling, lokale spectrale veranderingen, oxidatiegedrag en chemische toestanden te bestuderen. Het K-means-clusteringalgoritme werd bijvoorbeeld gebruikt voor Fe L-rand- en Cr L-rand-gebieden in warmbewerkt en koudgewalst X-PEEM. Er werden verschillende aantallen K-clusters (microstructuurgebieden) getest om de optimale clusters en centroïden te vinden. Wanneer deze aantallen worden weergegeven, worden de pixels opnieuw toegewezen aan de corresponderende clustercentroïden. Elke kleurverdeling komt overeen met het centrum van de cluster en toont de ruimtelijke ordening van chemische of fysische objecten. De geëxtraheerde centroïden zijn lineaire combinaties van zuivere spectra.
De gegevens die de resultaten van dit onderzoek ondersteunen, zijn op redelijk verzoek verkrijgbaar bij de betreffende WC-auteur.
Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van een gelast duplex roestvast staal. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van een gelast duplex roestvast staal. Sieurin, H. & Sandström, R. Er is geen sprake van een probleem. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van gelast duplex roestvast staal. Sieurin, H. & Sandström, R. Sieurin, H. & Sandstrom, R. Sieurin, H. & Sandström, R. Er is geen sprake van een probleem. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van gelaste duplex roestvrijstalen.Britannia. Fractioneel deel. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Corrosiebestendigheid van duplex roestvrij staal in geselecteerde organische zuren en organische zuur/chloride-omgevingen. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Corrosiebestendigheid van duplex roestvrij staal in geselecteerde organische zuren en organische zuur/chloride-omgevingen.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. en Van Der Merwe, J. Corrosiebestendigheid van duplex roestvrij staal in omgevingen met enkele organische zuren en organische zuren/chloriden. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. roestvrij staal, organisch, organisch/gechloreerd milieu.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. en Van Der Merwe, J. Corrosiebestendigheid van duplex roestvrij staal in geselecteerde omgevingen van organische zuren en organische zuren/chloriden.conserveermiddel. Materialen en Methoden 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Corrosie-oxidatief gedrag van Fe-Al-Mn-C duplexlegeringen. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nieuwe generatie superduplexstaal voor apparatuur in de gas- en olieproductie. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nieuwe generatie superduplexstaal voor apparatuur in de gas- en olieproductie.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nieuwe generatie superduplexstaal voor olie- en gasproductieapparatuur.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nieuwe generatie superduplexstaal voor gas- en olieproductieapparatuur. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Onderzoek naar het warmvervormingsgedrag van duplex roestvast staal kwaliteit 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Onderzoek naar het warmvervormingsgedrag van duplex roestvast staal kwaliteit 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. марки 2507. Metaal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Een onderzoek naar het warmvervormingsgedrag van duplexroestvrij staal type 2507. 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. en Utaisansuk, V. Onderzoek naar het warmvervormingsgedrag van duplexroestvrij staal type 2507. Metal.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effect van gecontroleerd koudwalsen op de microstructuur en mechanische eigenschappen van met cerium gemodificeerd superduplex SAF 2507 roestvrij staal. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Structurele en mechanische eigenschappen geïnduceerd door thermische vervorming van cerium-gemodificeerd super-duplex SAF 2507 roestvrij staal. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effect van zeldzame aardelementen op het oxidatiegedrag van austenitisch staal bij hoge temperaturen. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effect van zeldzame aardelementen op het oxidatiegedrag van austenitisch staal bij hoge temperaturen.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. en Zheng K. Invloed van zeldzame aardmetalen op het gedrag van austenitisch staal bij oxidatie op hoge temperatuur. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. en Zheng K. Invloed van zeldzame aardmetalen op het gedrag van austenitische staalsoorten bij oxidatie op hoge temperatuur.koros. de wetenschap. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effecten van Ce op de microstructuur en eigenschappen van 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritische roestvrijstalen. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effecten van Ce op de microstructuur en eigenschappen van 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritische roestvrijstalen.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. en Sun S. Invloed van Se op de microstructuur en eigenschappen van superferritische roestvrijstalen 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effecten van Ce op de microstructuur en eigenschappen van 27Cr-3.8Mo-2Ni superstaal roestvast staal. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce op het gebied van de gezondheidszorg en de gezondheidszorg 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effect van Ce op de microstructuur en eigenschappen van superferritisch roestvast staal 27Cr-3,8Mo-2Ni.IJzeren bord. Steelmak 47, 67–76 (2020).