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 kunnen blijven garanderen, zullen we de site in de tussentijd zonder stijlen en JavaScript weergeven.
Het veelgebruikte roestvast staal en de bewerkte versies ervan zijn bestand tegen corrosie onder omgevingsomstandigheden dankzij de passiveringslaag bestaande uit 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 werk domineert de chemische heterogeniteit op nanoschaal aan het oppervlak, gedetecteerd door spectroscopische microscopie en chemometrische analyse, onverwacht de ontleding en corrosie van koudgewalst cerium-gemodificeerd superduplex roestvast staal 2507 (SDSS) tijdens zijn warmvervormingsgedrag. andere kant. Hoewel röntgenfoto-elektronenmicroscopie een relatief uniforme dekking van de natuurlijke Cr2O3-laag liet zien, vertoonde koudgewalst SDSS slechte passiveringsresultaten vanwege de lokale verdeling van Fe3+-rijke nano-eilandjes op de Fe/Cr-oxidelaag. Deze kennis op atomair niveau biedt een diepgaand begrip van corrosie van roestvast staal en zal naar verwachting helpen bij het bestrijden van corrosie van vergelijkbare hooggelegeerde metalen.
Sinds de uitvinding van roestvast staal wordt de corrosiebestendigheid van ferrochroomlegeringen toegeschreven aan chroom, dat een sterke oxide/oxyhydroxide vormt die in de meeste omgevingen passiverend gedrag vertoont. Vergeleken met conventionele (austenitische en ferritische) roestvaste staalsoorten hebben superduplex roestvaste staalsoorten (SDSS) met een betere corrosiebestendigheid superieure mechanische eigenschappen1,2,3. De verhoogde mechanische sterkte maakt lichtere en compactere ontwerpen mogelijk. Daarentegen heeft het economische SDSS een hoge weerstand tegen putcorrosie en spleetcorrosie, wat resulteert in een langere levensduur en bredere toepassingen in vervuilingsbeheersing, chemische containers en de offshore olie- en gasindustrie4. Het smalle bereik van warmtebehandelingstemperaturen en de slechte vervormbaarheid belemmeren echter de brede praktische toepassing. Daarom is SDSS gemodificeerd om de bovengenoemde eigenschappen te verbeteren. Zo werden Ce-modificatie en hoge toevoegingen van N6, 7 en 8 geïntroduceerd in 2507 SDSS (Ce-2507). Een geschikte concentratie van 0,08 gew.% zeldzame aardelementen (Ce) heeft een gunstig effect op de mechanische eigenschappen van DSS, omdat het de korrelverfijning en korrelgrenssterkte verbetert. Ook de slijtage- en corrosiebestendigheid, treksterkte en vloeigrens, en de warmverwerkbaarheid zijn verbeterd9. Grote hoeveelheden stikstof kunnen het dure nikkelgehalte vervangen, waardoor SDSS kosteneffectiever is10.
Recentelijk is SDSS plastisch vervormd bij verschillende temperaturen (lage temperatuur, koud en warm) om uitstekende mechanische eigenschappen te bereiken6,7,8. De uitstekende corrosiebestendigheid van SDSS is echter te danken aan de aanwezigheid van een dunne oxidefilm op het oppervlak, die wordt beïnvloed door veel factoren, zoals de aanwezigheid van veel fasen met verschillende korrelgrenzen, ongewenste precipitaten en verschillende reacties. de interne inhomogene microstructuur van verschillende austenitische en ferritische fasen wordt vervormd 7 . 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 onderscheiden oppervlaktegevoelige methoden zoals Auger-elektronenspectroscopie11 en röntgenfoto-elektronenspectroscopie12,13,14,15 evenals het harde röntgenfoto-elektronenfoto-elektronensysteem de chemische toestanden van hetzelfde element in verschillende punten in de ruimte op nanoschaal, maar kunnen deze vaak niet scheiden. Verschillende recente studies hebben lokale oxidatie van chroom gekoppeld aan het waargenomen corrosiegedrag van 17 austenitische roestvaste staalsoorten, 18 martensitische roestvaste staalsoorten en SDSS 19, 20. Deze studies hebben zich echter voornamelijk gericht op het effect van Cr-heterogeniteit (bijv. Cr3+-oxidatietoestand) op 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 verwerkte kleine omvang dicht bij elkaar, maar verschillen in samenstelling en oxidatietoestand16,21. Daarom vereist het onthullen van de vernietiging van oxidefilms en vervolgens pitcorrosie een begrip van oppervlakte-inhomogeniteit op microscopisch niveau. Ondanks deze vereisten ontbreken kwantitatieve beoordelingen zoals laterale oxidatieheterogeniteit, met name van ijzer op nano-/atomaire schaal, nog steeds en blijft hun betekenis voor corrosiebestendigheid onontgonnen. Tot voor kort werd de chemische toestand van verschillende elementen, zoals Fe en Ca, kwantitatief beschreven op staalmonsters met behulp van zachte röntgenfoto-elektronenmicroscopie (X-PEEM) in nanoschaal synchrotronstralingsfaciliteiten. 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 voorheen onontgonnen chemische veranderingen in de Fe-laag ruimtelijk 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 om het corrosiegedrag van Ce-2507 te begrijpen. Het maakt gebruik van K-means cluster chemometrische gegevens24 om de globale chemische samenstelling (heterogeniteit) van de betrokken elementen in kaart te brengen, waarbij hun chemische toestanden worden weergegeven in een statistische weergave. In tegenstelling tot conventionele corrosie veroorzaakt door afbraak van de chroomoxidefilm, worden de huidige slechte passivering en slechte corrosiebestendigheid toegeschreven aan gelokaliseerde Fe3+-rijke nano-eilandjes nabij de Fe/Cr-oxidelaag, wat een aantasting kan zijn van het beschermende oxide. Het vormt ter plaatse een film en veroorzaakt corrosie.
Het corrosieve gedrag van vervormd SDSS 2507 werd eerst geëvalueerd met behulp van elektrochemische metingen. In fig. 1 worden de Nyquist- en Bode-curven weergegeven voor geselecteerde monsters in zure (pH = 1) waterige oplossingen van FeCl3 bij kamertemperatuur. De geselecteerde elektrolyt fungeert als een sterk oxidatiemiddel en karakteriseert de neiging van de passiveringsfilm tot afbraak. Hoewel het materiaal geen stabiele putcorrosie onderging bij kamertemperatuur, 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 warm bewerkte monsters, terwijl de overeenkomstige gecomprimeerde halve cirkels koudgewalst werden (fig. 1b). In het EIS-spectrum kan de straal van de halve cirkel worden beschouwd als de polarisatieweerstand (Rp)25,26. De Rp van met oplossing behandeld SDSS in tabel 1 bedraagt ​​ongeveer 135 kΩ cm-2. Voor warmvervormde en koudgewalste SDSS zien we echter veel lagere waarden van respectievelijk 34,7 en 2,1 kΩ cm-2. Deze significante daling van de Rp wijst op een nadelig effect van plastische vervorming op de passivering en corrosiebestendigheid, zoals aangetoond in eerdere rapporten 27, 28, 29 en 30.
a Nyquist, b, c Bode-impedantie- en fasediagrammen, en een equivalent circuitmodel voor d, waarbij RS de elektrolytweerstand is, Rp de polarisatieweerstand en QCPE het elementoxide van de constante fase 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 capaciteitsdominantie. 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 constante fase-element (CPE) van QCPE gebruikt om de verdeling van de grensvlakcapaciteit weer te geven, afgeleid van 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 CPE bij de 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 roestvast staal resulteert het relatief hoge Cr-gehalte van SDSS doorgaans in een superieure corrosiebestendigheid van SDSS dankzij de aanwezigheid van een passieve beschermende oxidelaag op het oppervlak17. Deze passiverende laag is doorgaans rijk aan Cr3+-oxiden en/of -hydroxiden, waarbij voornamelijk Fe2+-, Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden33 worden geïntegreerd. Ondanks dezelfde oppervlakte-uniformiteit, passiverende oxidelaag en het ontbreken van zichtbare schade aan het oppervlak, zoals vastgesteld met microscopische beelden6,7, is het corrosiegedrag van warmbewerkt en koudgewalst SDSS verschillend en vereist daarom een ​​diepgaande studie van de deformatiemicrostructuur en structurele kenmerken van 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 deze grotendeels overeenkomen met het type hoofdfase, worden er verschillen in fasevolumefracties gevonden, die zijn vermeld in aanvullende tabel 1. Deze verschillen kunnen verband houden met inhomogene fasefracties aan het oppervlak, evenals met volumetrische fasefracties die op verschillende diepten zijn gemeten. detectie door röntgendiffractie. (XRD) met verschillende energiebronnen van invallende fotonen. Het relatief hogere aandeel austeniet in koudgewalste proefstukken, bepaald door XRD uit een laboratoriumbron, duidt op een betere passivering en vervolgens een betere corrosiebestendigheid35, terwijl nauwkeurigere en statistisch nauwkeurigere resultaten tegengestelde trends in faseverhoudingen aangeven. 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 warmbewerkte monsters vertonen een korreliger karakter, wat duidt op microngrote korrels, terwijl de gladde ringen die in de koudgewalste monsters zijn waargenomen (aanvullende figuur 3) wijzen op een significante korrelverfijning tot nanoschaal in eerder onderzoek6, wat zou moeten bijdragen aan de passivatie van de film en een hogere corrosiebestendigheid. Een hogere dislocatiedichtheid gaat meestal gepaard met een lagere weerstand tegen pitting, 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 hier Cr, Fe, Ni en Ce39 gekozen, aangezien Cr een sleutelelement is voor de vorming van een passiveringsfilm, Fe het hoofdelement in staal is en Ni de passivering bevordert en de ferriet-austenitische fasestructuur en het doel van Ce-modificatie in evenwicht brengt. Door de energie van de synchrotronstraling aan te passen, werd het RAS vanaf het oppervlak bedekt met de belangrijkste kenmerken van Cr (rand L2.3), Fe (rand L2.3), Ni (rand L2.3) en Ce (rand M4.5). Warmvormen en koudwalsen van Ce-2507 SDSS. Geschikte data-analyse werd uitgevoerd door energiekalibratie te integreren met gepubliceerde gegevens (bijv. XAS 40, 41 op Fe L2, 3 randen).
Op fig. 2 toont X-PEEM-beelden van warmvervormde (fig. 2a) en koudgewalste (fig. 2d) Ce-2507 SDSS en bijbehorende XAS-randen van Cr en Fe L2,3 op individueel gemarkeerde locaties. De L2,3-rand van de XAS peilt de onbezette 3d-toestanden na elektronenfoto-excitatie op de spinbaansplitsingsniveaus 2p3/2 (L3-rand) en 2p1/2 (L2-rand). Informatie over de valentietoestand van Cr werd verkregen uit XAS aan de L2,3-rand in fig. 2b, e. Vergelijking met rechters. 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 octaëdrische Cr3+ reflecteren, overeenkomend met het Cr2O3-ion. De experimentele spectra komen overeen met de theoretische berekeningen in panelen b en e, verkregen uit meervoudige berekeningen van het kristalveld aan de Cr L2.3-interface met een kristalveld van 2,0 eV44. Beide oppervlakken van warmgewalst en koudgewalst SDSS zijn bedekt met een relatief uniforme laag Cr2O3.
Een X-PEEM-thermische afbeelding van thermisch vervormd SDSS, overeenkomend met b Cr L2.3-rand en c Fe L2.3-rand, d X-PEEM-thermische afbeelding van koudgewalst SDSS, overeenkomend met e Cr L2.3-rand en f Fe L2.3-rand, zijkant (f). De XAS-spectra zijn weergegeven op verschillende ruimtelijke posities, gemarkeerd op de thermische afbeeldingen (a, d). De oranje stippellijnen in (b) en (e) vertegenwoordigen de gesimuleerde XAS-spectra van Cr3+ met een kristalveldwaarde van 2,0 eV. Gebruik voor X-PEEM-afbeeldingen een thermisch palet om de leesbaarheid van de afbeelding te verbeteren, waarbij kleuren van blauw tot rood evenredig zijn met de intensiteit van de röntgenabsorptie (van laag naar hoog).
Ongeacht de chemische omgeving van deze metaalelementen bleef de chemische toestand van de toegevoegde Ni- en Ce-legeringselementen voor beide monsters ongewijzigd. Aanvullende tekening. Figuren 5-9 tonen X-PEEM-beelden en bijbehorende XAS-spectra voor Ni en Ce op verschillende posities op het oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters. Ni XAS toont de oxidatietoestanden van Ni2+ over het gehele gemeten oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters (aanvullende bespreking). Opgemerkt dient te worden dat in het geval van warmbewerkte monsters het XAS-signaal van Ce niet werd waargenomen, terwijl in het geval van koudgewalste monsters het spectrum van Ce3+ werd waargenomen. De waarneming van Ce-vlekken in koudgewalste monsters toonde aan dat Ce voornamelijk in de vorm van precipitaten voorkomt.
In de thermisch vervormde SDSS werd geen lokale structurele verandering in XAS aan de Fe L2,3-rand waargenomen (Fig. 2c). De Fe-matrix verandert echter microregionaal van chemische toestand op zeven willekeurig geselecteerde punten van de koudgewalste SDSS, zoals weergegeven in Fig. 2f. Om een ​​nauwkeurig beeld te krijgen van de veranderingen in de Fe-toestand op de geselecteerde locaties in Fig. 2f, werden daarnaast lokale oppervlaktestudies uitgevoerd (Fig. 3 en Aanvullende Fig. 10) waarin kleinere cirkelvormige gebieden werden geselecteerd. De XAS-spectra van de Fe L2,3-rand van α-Fe2O3-systemen en Fe2+-octaëdrische oxiden werden gemodelleerd door middel 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, Fe3O4 een combinatie is van zowel Fe2+ als Fe3+,47 en FeO45 een formeel divalent Fe2+-oxide is (3d6). We merken op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, Fe3O4 een combinatie is van zowel Fe2+ als Fe3+,47 en FeO45 een formeel divalent Fe2+-oxide is (3d6).Houd er rekening mee dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, Fe3O4 combineert zowel Fe2+ als Fe3+,47 en FeO45 in de vorm van het formeel tweewaardige 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 zich gedraagt ​​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 artikel45, hoewel de intensiteitsverhouding van de twee verschillend is, is hun intensiteitsverhouding eg/t2g ongeveer 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. Beschouwen we het geval van Fe3O4 met zowel Fe2+ als Fe3+, dan duidt het eerste kenmerk waarvan bekend is dat het een zwakkere (sterkere) L3-rand voor Fe heeft, op een kleinere (grotere) onbezette toestand t2g. Dit geldt ook voor Fe2+ (Fe3+), wat aantoont dat het eerste kenmerk van de toename een toename in het Fe2+47-gehalte aangeeft. Deze resultaten tonen aan dat de coëxistentie van Fe2+ en γ-Fe2O3, α-Fe2O3 en/of Fe3O4 domineert op het koudgewalste oppervlak van de composieten.
Vergrote foto-elektronenthermische 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) worden uitgezet en vergeleken met de gegevens voor zuivere verbindingen 40, 41, 48. Drie verschillende typen experimenteel waargenomen Fe L-edge XAS-spectra (XAS-1, XAS-2 en XAS-3: Fig. 4a). In het bijzonder werd spectrum 2-a (aangeduid als XAS-1) in Fig. 3b gevolgd door spectrum 2-b (gelabeld XAS-2) waargenomen over het gehele detectiegebied, terwijl spectra zoals E-3 werden waargenomen in figuur 3d (gelabeld XAS-3) werden waargenomen op specifieke locaties. In de regel werden vier parameters gebruikt om de bestaande valentietoestanden in het bestudeerde monster te identificeren: (1) spectrale karakteristieken L3 en L2, (2) energieposities van de karakteristieken L3 en L2, (3) energieverschil L3-L2. , (4) L2/L3-intensiteitsverhouding. Visuele waarnemingen (Fig. 4a) tonen aan dat alle drie de Fe-componenten, namelijk Fe0, Fe2+ en Fe3+, aanwezig zijn op het onderzochte SDSS-oppervlak. De berekende intensiteitsverhouding L2/L3 duidde ook op de aanwezigheid van alle drie de componenten.
a Gesimuleerde XAS-spectra van Fe met drie verschillende waargenomen experimentele gegevens (doorgetrokken lijnen XAS-1, XAS-2 en XAS-3 komen overeen met 2-a, 2-b en E-3 in figuur 2 en 3) Vergelijking, octaëders Fe2+, Fe3+ met kristalveldwaarden van respectievelijk 1,0 eV en 1,5 eV, de experimentele gegevens gemeten met bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) en de overeenkomstige geoptimaliseerde LCF-gegevens (doorgetrokken zwarte lijn), en ook in de vorm XAS-3-spectra met Fe3O4 (gemengde toestand van Fe) en Fe2O3 (zuivere Fe3+)-standaarden.
Een lineaire combinatiefit (LCF) van de drie standaarden 40, 41 en 48 werd gebruikt om de ijzeroxidesamenstelling te kwantificeren. LCF werd geïmplementeerd voor drie geselecteerde Fe L-edge XAS-spectra met het hoogste contrast, namelijk XAS-1, XAS-2 en XAS-3, zoals weergegeven in Fig. 4b-d. Voor LCF-fittingen werd in alle gevallen rekening gehouden met 10% FeO, omdat we in alle gegevens een kleine richel waarnamen, en ook omdat metallisch ijzer het hoofdbestanddeel van staal is. De proefdiepte van X-PEEM voor Fe (~6 nm)49 is inderdaad groter dan de geschatte dikte van de oxidatielaag (iets > 4 nm), waardoor het signaal van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag kan worden gedetecteerd. De proefdiepte van X-PEEM voor Fe (~6 nm)49 is inderdaad groter dan de geschatte dikte van de oxidatielaag (iets > 4 nm), waardoor het signaal van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag kan worden gedetecteerd. X-PEEM-snelheid Fe (~ 6 maanden)49 maanden, чем предполагаемая толщина слоя окисления (немного > 4 нм), что позволяет Het is mogelijk om de temperatuur van het apparaat (Fe0) te verlagen. De X-PEEM-diepte van de 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 zo is 信号Фактически, 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 namelijk groter dan de verwachte dikte van de oxidelaag (iets > 4 nm), waardoor het signaal van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag kan worden gedetecteerd. .Verschillende combinaties van Fe2+ en Fe3+ werden uitgevoerd 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% vergelijkbaar waren, wat duidt op gemengde oxidatietoestanden van Fe. Terwijl voor het XAS-2-spectrum het percentage Fe2+ en Fe3+ respectievelijk ~30% en 60% wordt. Fe2+ is minder dan Fe3+. De verhouding van Fe2+ tot Fe3, gelijk aan 1:2, betekent dat Fe3O4 kan worden gevormd in dezelfde verhouding tussen Fe-ionen. Bovendien wordt voor het XAS-3-spectrum het percentage Fe2+ en Fe3+ ~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, wat gelijkenissen liet zien met beide standaarden bij het beschouwen van de B-piek. De intensiteit van de schouderpieken (A: van Fe2+) en de B/A-intensiteitsverhouding geven echter aan dat het spectrum van XAS-3 dichtbij ligt, maar niet samenvalt met het spectrum van γ-Fe2O3. Vergeleken met bulk-γ-Fe2O3 heeft de Fe2p XAS-piek van A SDSS een iets hogere intensiteit (Fig. 4e), wat duidt op een hogere intensiteit van Fe2+. Hoewel het spectrum van XAS-3 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 het onderwerp van lopend onderzoek. discussie vanwege de complexiteit van de verschillende factoren die het uiteindelijke spectrum beïnvloeden41.
Naast de spectrale verschillen in de chemische toestand van de hierboven beschreven geselecteerde interessegebieden, werd ook de globale chemische heterogeniteit van de sleutelelementen Cr en Fe beoordeeld door alle XAS-spectra die op het monsteroppervlak zijn verkregen te classificeren met behulp van de K-means-clusteringmethode. De Cr L-randprofielen vormen twee ruimtelijk verdeelde optimale clusters in de warmbewerkte en koudgewalste monsters, weergegeven in figuur 5. Het is duidelijk dat geen enkele lokale structurele verandering als vergelijkbaar wordt waargenomen, aangezien de twee zwaartepunten van de XAS Cr-spectra vergelijkbaar zijn. Deze spectrale vormen van de twee clusters zijn vrijwel identiek aan die van Cr2O342, wat betekent dat de Cr2O3-lagen relatief gelijkmatig verdeeld zijn op de SDSS.
Cr L K-means randgebied clusters, en b is de corresponderende XAS-centroïden. Resultaten van de K-means X-PEEM-vergelijking van koudgewalste SDSS: c Cr L2.3 randgebied van K-means clusters en d corresponderende XAS-centroïden.
Om complexere FeL-randkaarten te illustreren, werden vier en vijf geoptimaliseerde clusters en de bijbehorende centroïden (spectrale profielen) gebruikt voor respectievelijk warmbewerkte en koudgewalste proefstukken. 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 oxidefilm aan het oppervlak te onthullen. Epseudo wordt ruw geschat met 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 lager potentiaal hebben een hoger gehalte van 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 verwant aan de oppervlaktetopografie (Fig. 6a). Er werden geen andere positieafhankelijke veranderingen in het onderliggende laminaire inwendige waargenomen (Fig. 6b). Integendeel, voor de verbinding van ongelijksoortige oxiden met verschillende gehaltes aan Fe2+ en Fe3+ in koudgewalst SDSS kan men een niet-uniforme aard van de pseudopotentiaal waarnemen (Fig. 6c, d). Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden zijn de belangrijkste bestanddelen van roest in staal en zijn zuurstof- en waterdoorlatend50. In dit geval worden de Fe3+-rijke eilanden beschouwd als lokaal verspreid en kunnen ze worden beschouwd als gecorrodeerde gebieden. Tegelijkertijd kan de gradiënt in het potentiaalveld, in plaats van de absolute waarde van de potentiaal, worden gebruikt als indicator voor de lokalisatie van actieve corrosieplekken. Deze ongelijkmatige verdeling van Fe2+ en Fe3+ op het oppervlak van koudgewalst SDSS kan de lokale chemie veranderen en een praktischer actief oppervlak opleveren tijdens de afbraak van de oxidefilm en corrosiereacties, waardoor de onderliggende metaalmatrix kan blijven corroderen, wat resulteert in interne heterogeniteit. eigenschappen en de beschermende eigenschappen van de passiverende laag verminderen.
K-means-clusters en bijbehorende XAS-zwaartepunten in het Fe L2.3-randgebied van warmgedeformeerde X-PEEM-beelden (ac) en df van koudgewalste SDSS. a, d K-means-clusterplots over X-PEEM-beelden gelegd. De berekende pseudo-elektrodepotentiaal (Epseudo) wordt vermeld, samen met de K-means-clusterplot. De helderheid van de X-PEEM-afbeelding, net als de kleur in Fig. 2, is evenredig met de röntgenabsorptie-intensiteit.
Relatief uniform Cr, maar een verschillende chemische toestand van Fe leidt tot verschillende oxidehuidbeschadigingen en corrosiepatronen in warmvervormd 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 resulteren in de vorming van Fe3O4- en/of Fe2O3-oxiden na Fe(OH)252,53. Twee stabiele vormen van Fe, Fe3O4 en Fe2O3, kunnen zich ook vormen in de Cr3+-rijke beschermlaag, waarvan Fe3O4 een uniforme en kleverige structuur prefereert. De aanwezigheid van beide resulteert in gemengde oxidatietoestanden (XAS-1-spectrum). Het XAS-2-spectrum komt voornamelijk overeen met Fe3O4. Terwijl de waarneming van XAS-3-spectra op verschillende plaatsen volledige omzetting naar γ-Fe2O3 aangaf. Omdat de penetratiediepte van de ontvouwde röntgenstralen ongeveer 50 nm bedraagt, resulteert het signaal uit de onderste laag in een hogere intensiteit van de A-piek.
Het XPA-spectrum toont aan 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 in dit geval, ondanks de uniforme Cr2O3-laag in dit werk, een lage corrosieweerstand waargenomen, met name bij koudgewalste proefstukken. Het waargenomen gedrag kan worden begrepen als de heterogeniteit van de chemische oxidatietoestand in de bovenste laag (Fe), wat de corrosieweerstand beïnvloedt. Door dezelfde stoichiometrie van de bovenste laag (ijzeroxide) en de onderste laag (chroomoxide)52,53 leidt een betere interactie (hechting) tussen beide tot een langzaam transport van metaal- of zuurstofionen in het rooster, wat op zijn beurt leidt tot een toename van de corrosieweerstand. Daarom is een continue stoichiometrische verhouding, d.w.z. één oxidatietoestand van Fe, te verkiezen boven abrupte stoichiometrische veranderingen. Het warmtevervormde SDSS heeft een uniformer oppervlak, een dichtere beschermlaag en een betere corrosieweerstand. Bij koudgewalst SDSS verstoort de aanwezigheid van Fe3+-rijke eilandjes onder de beschermlaag de integriteit van het oppervlak en veroorzaakt galvanische corrosie met het nabijgelegen substraat, wat leidt tot een scherpe daling van de Rp (tabel 1). Het EIS-spectrum en de corrosieweerstand zijn verminderd. Te zien is dat de lokale verspreiding van Fe3+-rijke eilandjes als gevolg van plastische vervorming voornamelijk de corrosieweerstand beïnvloedt, wat een doorbraak is in dit werk. Deze studie presenteert daarom spectroscopische microscopische beelden van de afname van de corrosieweerstand van SDSS-monsters die met de plastische vervormingsmethode zijn bestudeerd.
Bovendien, hoewel het legeren van zeldzame aarden in tweefasenstaalsoorten betere prestaties laat zien, blijft de interactie van dit additieve element met de individuele staalmatrix wat betreft corrosiegedrag volgens spectroscopische microscopie ongrijpbaar. De aanwezigheid van Ce-signalen (via XAS M-randen) verschijnt slechts op enkele plaatsen tijdens koudwalsen, maar verdwijnt tijdens warme vervorming van de SDSS, wat wijst op lokale precipitatie van Ce in de staalmatrix in plaats van homogene legering. Hoewel de mechanische eigenschappen van SDSS niet significant worden verbeterd6,7, vermindert de aanwezigheid van zeldzame aarden de grootte van de insluitsels en wordt aangenomen dat het putcorrosie in het initiële gebied remt54.
Concluderend onthult dit werk het effect van oppervlakteheterogeniteit op de corrosie van 2507 SDSS, gemodificeerd met cerium, door de chemische samenstelling van nanocomponenten te kwantificeren. We beantwoorden de vraag waarom roestvast staal zelfs onder een beschermende oxidelaag corrodeert door de microstructuur, oppervlaktechemie en signaalverwerking te kwantificeren met behulp van K-means clustering. Er 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 SDSS. Nano-eilanden gedomineerd 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, wordt verwacht dat lopend onderzoek engineeringprocessen zal inspireren om de corrosiebestendigheid van roestvast staal tijdens de staalproductie te verbeteren.
Ter voorbereiding van de Ce-2507 SDSS-staaf die in deze studie werd gebruikt, werd een gemengde samenstelling, waaronder een Fe-Ce-masterlegering, afgedicht met een buis van zuiver ijzer, gesmolten in een 150 kg middenfrequentie-inductieoven om gesmolten staal te produceren en in een mal gegoten. De gemeten chemische samenstelling (gew.%) staat vermeld in aanvullende tabel 2. De blokken worden eerst warmgesmeed tot blokken. Vervolgens werd het staal 60 minuten gegloeid bij 1050 °C om staal in de toestand van een vaste oplossing te verkrijgen, en vervolgens afgeschrikt in water tot kamertemperatuur. De bestudeerde monsters werden gedetailleerd bestudeerd met behulp van TEM en DOE om de fasen, korrelgrootte en morfologie te bestuderen. Meer gedetailleerde informatie over de monsters en het productieproces is te vinden in andere bronnen6,7.
Cilindrische monsters (φ10 mm × 15 mm) voor warme compressie werden verwerkt zodat de as van de cilinder parallel liep aan de vervormingsrichting van het blok. Hogetemperatuurcompressie werd uitgevoerd bij verschillende temperaturen in het bereik van 1000-1150 °C met behulp van een Gleeble-3800 thermische simulator met een constante reksnelheid in het bereik van 0,01-10 s-1. Vóór de vervorming werden de monsters gedurende 2 minuten verhit met een snelheid van 10 °C s-1 bij een geselecteerde temperatuur om de temperatuurgradiënt te elimineren. Nadat temperatuuruniformiteit was bereikt, werd het monster vervormd tot een werkelijke rekwaarde van 0,7. Na de vervorming werden de monsters onmiddellijk afgeschrikt met water om de vervormde structuur te behouden. Het geharde monster wordt vervolgens parallel aan de compressierichting gesneden. Voor deze specifieke studie kozen we een monster met een warme rekconditie van 1050 °C, 10 s-1 omdat de waargenomen microhardheid hoger was dan bij andere monsters7.
Massieve (80 × 10 × 17 mm³) monsters van de vaste Ce-2507-oplossing werden gebruikt in een LG-300 driefasige asynchrone tweewalswals met de beste mechanische eigenschappen van alle andere vervormingsniveaus6. De reksnelheid en diktevermindering voor elk pad bedragen respectievelijk 0,2 m·s-1 en 5%.
Een Autolab PGSTAT128N elektrochemisch werkstation werd gebruikt voor SDSS-elektrochemische metingen na koudwalsen tot een diktevermindering van 90% (1,0 equivalente werkelijke rek) en na warmpersen bij 1050 °C gedurende 10 s-1 tot een werkelijke rek van 0,7. Het werkstation heeft een cel met drie elektroden met een verzadigde calomelelektrode 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 waren gesoldeerd. De monsters werden vervolgens met epoxy gefixeerd, waarbij een open werkoppervlak van 1 cm² als werkelektrode overbleef (onderkant van het cilindrische monster). Wees voorzichtig tijdens het uitharden van de epoxy 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. Vóór elektrochemische metingen 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 op pH = 1,0 ± 0,01 met HCl volgens de ASTM-aanbevelingen, wordt gebruikt om de corrosie van roestvrij staal te versnellen omdat het corrosief is in de aanwezigheid van chloride-ionen met een sterk oxiderend vermogen en een lage pH volgens de milieunormen G48 en A923. Dompel het monster 1 uur onder in de testoplossing om een ​​bijna steady state te bereiken voordat u metingen uitvoert. Voor vaste-oplossing-, warmgevormde en koudgewalste monsters werden impedantiemetingen uitgevoerd bij open circuit potentialen (OPC) van respectievelijk 0,39, 0,33 en 0,25 V in het frequentiebereik van 1 105 tot 0,1 Hz met een amplitude van 5 mV. Alle chemische testen werden minstens 3 keer herhaald onder dezelfde omstandigheden om de reproduceerbaarheid van de gegevens te garanderen.
Voor HE-SXRD-metingen werden rechthoekige duplex stalen blokken van 1 × 1 × 1,5 mm³ gemeten om de bundelfasesamenstelling van een Brockhouse hoogenergetische wiggler te kwantificeren bij CLS, Canada56. De gegevensverzameling 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 werd op een afstand van 740 mm van de detector geplaatst. Het detectievolume van elk monster is 0,2 × 0,3 × 1,5 mm³, dat wordt bepaald door de bundelgrootte en de dikte van het monster. Alle gegevens werden verzameld met behulp van een Perkin Elmer-gebieddetector, een flat panel X-ray detector, 200 µm pixels, 40×40 cm2 met een belichtingstijd van 0,3 s en 120 frames.
X-PEEM-metingen van twee geselecteerde modelsystemen werden uitgevoerd bij het Beamline MAXPEEM PEEM-eindstation 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 ultrahoog vacuümkamer voordat ze werden bestraald met synchrotronfotonen. De energieresolutie van de bundellijn werd verkregen door het ionenopbrengstspectrum te meten in het excitatiegebied van N 1 s tot 1 \(\pi _g^ \ast\) nabij hv = 401 eV in N2, waarbij de fotonenergie afhankelijk was van E3/2 , 57. Benaderingsspectra gaven een ΔE (breedte van de spectraallijn) van ongeveer 0,3 eV in het gemeten energiebereik. Daarom werd de resolutie van de bundellijnenergie geschat op E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en flux ≈1012 ph/s door gebruik te maken van een aangepaste SX-700 monochromator met een Si 1200-lijn 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 resolutie van de bundellijnenergie geschat op E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en flux ≈1012 ph/s door gebruik te maken van een aangepaste SX-700 monochromator met een Si 1200-lijn 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 straalkanaal werd dus geschat als E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en flux ≈1012 f/s met behulp van een aangepaste SX-700 monochromator met een Si-rooster van 1200 lijnen/mm voor Fe-rand 2p L2,3, Cr-rand 2p L2,3, Ni-rand 2p L2,3 en 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 Productbeschrijving Ce M4.5-versie.Bij gebruik van een aangepaste SX-700 monochromator met een 1200-lijns Si-rooster, is de Cr-rand 2p L2.3, de Ni-rand 2p L2.3 en de Ce-rand M4.5.Scan fotonenergie in stappen van 0,2 eV. Bij elke energie werden PEEM-beelden opgenomen met een TVIPS F-216 glasvezel-gekoppelde CMOS-detector met 2 x 2 bins, die een resolutie van 1024 × 1024 pixels biedt in een gezichtsveld van 20 µm. De belichtingstijd van de beelden was 0,2 s, gemiddeld 16 frames. De foto-elektronenbeeldenergie is zodanig gekozen dat het secundaire elektronensignaal maximaal is. Alle metingen werden uitgevoerd bij normale invalshoek met een lineair gepolariseerde fotonenbundel. Meer informatie over metingen is te vinden in een eerdere studie. Na bestudering van de detectiemodus voor de totale elektronenopbrengst (TEY) en de toepassing ervan in X-PEEM49, wordt de testdiepte 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 verzameld aan de rand van Fe L is een mengsel van XRD van ijzeroxiden en FeO uit de matrix. In het eerste geval is de intensiteit van de uitgezonden elektronen afkomstig van alle mogelijke soorten elektronen die bijdragen aan TEY. Een puur ijzersignaal vereist echter een hogere kinetische energie voordat de elektronen door de oxidelaag naar het oppervlak gaan en door de analysator worden opgevangen. In dit geval is het FeO-signaal voornamelijk afkomstig van LVV Auger-elektronen, evenals van secundaire elektronen die door hen worden uitgezonden. Bovendien neemt de TEY-intensiteit die door deze elektronen wordt bijgedragen af ​​tijdens het elektronenontsnappingspad, waardoor de spectrale respons van FeO in de ijzer-XAS-kaart verder afneemt.
Het integreren van data mining in een datakubus (X-PEEM data) is een belangrijke stap in het extraheren van relevante informatie (chemische of fysische eigenschappen) in een multidimensionale aanpak. K-means clustering wordt veel gebruikt in verschillende vakgebieden, waaronder machine vision, beeldverwerking, ongeleide patroonherkenning, kunstmatige intelligentie en classificerende analyse. K-means clustering heeft bijvoorbeeld goed gepresteerd 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 kenmerken (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 specifiek cluster behoort, afhankelijk van de ruimtelijke verdeling van chemische inhomogeniteit in de microstructurele samenstelling van het staal. Het K-means algoritme omvat twee fasen: in de eerste fase worden K zwaartepunten berekend en in de tweede fase wordt aan elk punt een cluster met aangrenzende zwaartepunten 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 aangrenzende zwaartepunten te definiëren als 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 het lidmaatschap van alle pixels op basis 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. Bereken vervolgens de K zwaartepuntposities als volgt:
Stap 4. Herhaal het proces (vergelijkingen (7) en (8)) totdat de zwaartepunten convergeren. De uiteindelijke resultaten van de clusteringkwaliteit zijn sterk gecorreleerd met de beste keuze van de initiële zwaartepunten. Voor de PEEM-datastructuur van staalbeelden is X (x × y × λ) doorgaans een kubus van 3D-arraygegevens, terwijl de x- en y-assen ruimtelijke informatie (pixelresolutie) vertegenwoordigen en de λ-as overeenkomt met een foton. energiespectraalbeeld. Het K-means-algoritme wordt gebruikt om interessante regio's in X-PEEM-data te verkennen door pixels (clusters of subblokken) te scheiden op basis van hun spectrale kenmerken en de beste zwaartepunten (XAS-spectrale profielen) voor elke analyt te extraheren. Het wordt gebruikt om de ruimtelijke distributie, lokale spectrale veranderingen, oxidatiegedrag en chemische toestanden te bestuderen. Het K-means-clusteringalgoritme werd bijvoorbeeld gebruikt voor Fe L-rand- en Cr L-rand-regio's in warmvervormd en koudgewalst X-PEEM. Verschillende aantallen K-clusters (microstructuurgebieden) werden getest om de optimale clusters en zwaartepunten te vinden. Wanneer deze aantallen worden weergegeven, worden de pixels opnieuw toegewezen aan de corresponderende clusterzwaartepunten. Elke kleurverdeling correspondeert met het centrum van het cluster en toont de ruimtelijke ordening van chemische of fysieke objecten. De geëxtraheerde zwaartepunten zijn lineaire combinaties van zuivere spectra.
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 roestvaste staalsoorten.Britannia. Fractioneel deel. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Corrosiebestendigheid van duplex roestvast staal in geselecteerde organische zuren en organische zuur/chloride-omgevingen. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Corrosiebestendigheid van duplex roestvast 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 roestvast staal in omgevingen met sommige 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 roestvast staal in geselecteerde omgevingen met organische zuren en organische zuren/chloriden.conserveermiddel. Materials Methods 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 superduplex staalsoorten voor de productie van gas- en olieapparatuur. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nieuwe generatie superduplex staalsoorten voor de productie van gas- en olieapparatuur.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nieuwe generatie superduplexstaalsoorten voor apparatuur voor olie- en gasproductie.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nieuwe generatie superduplex staalsoorten voor gas- en olieproductieapparatuur. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Onderzoek naar warmvervormingsgedrag van duplex roestvast staal van klasse 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Onderzoek naar warmvervormingsgedrag van duplex roestvast staal van klasse 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. марки 2507. Metaal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Een studie naar het warmvervormingsgedrag van type 2507 duplex roestvrij staal. 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 type 2507 duplex roestvrij staal. Metaal.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effect van gecontroleerd koudwalsen op de microstructuur en mechanische eigenschappen van cerium-gemodificeerd super-duplex SAF 2507 roestvrij staal. Alma Mater. De wetenschap. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Structurele en mechanische eigenschappen veroorzaakt door thermische vervorming van cerium-gemodificeerd super-duplex SAF 2507 roestvrij staal. J. Alma mater. Opslagtank. Technologie. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effect van zeldzame aardmetalen op het oxidatiegedrag van austenitisch staal bij hoge temperaturen. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effect van zeldzame aardmetalen 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 onder hogetemperatuuroxidatie. 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 bij 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 roestvaste staalsoorten. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effecten van Ce op de microstructuur en eigenschappen van 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritische roestvaste staalsoorten.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. en Sun S. Invloed van Se op de microstructuur en eigenschappen van superferritische roestvaste staalsoorten 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. Effect van Ce op de microstructuur en eigenschappen van 27Cr-3.8Mo-2Ni superstaal roestvrij 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).