Bedankt voor uw bezoek aan Nature.com.De browserversie die u gebruikt heeft beperkte CSS-ondersteuning.Voor de beste ervaring raden we u aan een bijgewerkte browser te gebruiken (of Compatibiliteitsmodus uit te schakelen in Internet Explorer).In de tussentijd zullen we, om voortdurende ondersteuning te garanderen, de site weergeven zonder stijlen en JavaScript.
Het veelgebruikte roestvrij staal en zijn gesmede versies zijn bestand tegen corrosie in omgevingsomstandigheden dankzij de passiveringslaag bestaande uit chroomoxide.Corrosie en erosie van staal wordt traditioneel geassocieerd met de vernietiging van deze lagen, maar zelden op microscopisch niveau, afhankelijk van de oorsprong van de inhomogeniteit van het oppervlak.In dit werk domineert de chemische heterogeniteit van het oppervlak op nanoschaal gedetecteerd door spectroscopische microscopie en chemometrische analyse onverwachts de ontleding en corrosie van koudgewalst met cerium gemodificeerd superduplex roestvrij staal 2507 (SDSS) tijdens zijn hete vervormingsgedrag.andere kant.Hoewel röntgenfoto-elektronenmicroscopie een relatief uniforme dekking van de natuurlijke Cr2O3-laag liet zien, vertoonde koudgewalste SDSS slechte passiveringsresultaten als gevolg van de plaatselijke verdeling van Fe3+-rijke nano-eilanden op de Fe/Cr-oxidelaag.Deze kennis op atomair niveau geeft een diepgaand inzicht in corrosie van roestvrij staal en zal naar verwachting helpen bij het bestrijden van corrosie van vergelijkbare hooggelegeerde metalen.
Sinds de uitvinding van roestvrij staal wordt de corrosieweerstand van ferrochroomlegeringen toegeschreven aan chroom, dat een sterk oxide/oxyhydroxide vormt dat in de meeste omgevingen passiverend gedrag vertoont.Vergeleken met conventioneel (austenitisch en ferritisch) roestvast staal, hebben super duplex roestvast staal (SDSS) met betere corrosieweerstand superieure mechanische eigenschappen1,2,3.Verhoogde mechanische sterkte zorgt voor lichtere en compactere ontwerpen.De economische SDSS heeft daarentegen een hoge weerstand tegen putcorrosie en spleetcorrosie, wat resulteert in een langere levensduur en bredere toepassingen in de beheersing van vervuiling, chemische containers en de offshore olie- en gasindustrie4.Het nauwe bereik van warmtebehandelingstemperaturen en de slechte vervormbaarheid belemmeren echter de brede praktische toepassing ervan.Daarom is SDSS aangepast om de bovenstaande eigenschappen te verbeteren.Ce-modificatie en hoge toevoegingen van N 6, 7, 8 werden bijvoorbeeld geïntroduceerd in 2507 SDSS (Ce-2507).Een geschikte concentratie van 0,08 gew.% zeldzame-aarde-elementen (Ce) heeft een gunstig effect op de mechanische eigenschappen van het DSS, aangezien het de korrelverfijning en de korrelgrenssterkte verbetert.Slijtage- en corrosieweerstand, treksterkte en vloeigrens, en hete verwerkbaarheid zijn ook verbeterd9.Grote hoeveelheden stikstof kunnen het dure nikkelgehalte vervangen, waardoor SDSS kosteneffectiever wordt10.
Onlangs is SDSS plastisch vervormd bij verschillende temperaturen (lage temperatuur, koud en warm) om uitstekende mechanische eigenschappen te verkrijgen6,7,8.De uitstekende corrosieweerstand 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 neerslagen en verschillende reacties.de interne inhomogene microstructuur van verschillende austenitische en ferritische fasen is 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-elektronen-foto-elektronensysteem de chemische toestanden van hetzelfde element op verschillende punten in de ruimte op nanoschaal, 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 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 corrosieweerstand.Laterale heterogeniteit in de oxidatietoestanden van elementen kan worden veroorzaakt door verschillende verbindingen met dezelfde samenstellende elementen, zoals ijzeroxiden.Deze verbindingen erven een thermomechanisch verwerkt klein formaat dat dicht bij elkaar ligt, maar verschillen in samenstelling en oxidatietoestand16,21.Daarom vereist het onthullen van de vernietiging van oxidefilms en vervolgens putjes een begrip van oppervlakte-inhomogeniteit op microscopisch niveau.Ondanks deze vereisten ontbreken nog steeds kwantitatieve beoordelingen zoals heterogeniteit van laterale oxidatie, vooral van ijzer op nano- / atomaire schaal, en hun betekenis voor corrosieweerstand blijft 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 synchrotronstralingsfaciliteiten op nanoschaal.Gecombineerd met chemisch gevoelige röntgenabsorptiespectroscopie (XAS) technieken, maakt X-PEEM XAS-metingen mogelijk met een hoge ruimtelijke en spectrale resolutie, waarbij chemische informatie wordt verstrekt over de elementaire samenstelling en de chemische toestand ervan met ruimtelijke resolutie tot op nanometerschaal 23 .Deze spectroscopische observatie van de plaats van initiatie onder een microscoop vergemakkelijkt lokale chemische experimenten en kan eerder onontdekte 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 gebruikt K-means cluster chemometrische gegevens om de globale chemische samenstelling (heterogeniteit) van de betrokken elementen in kaart te brengen, met hun chemische toestanden gepresenteerd in een statistische weergave.In tegenstelling tot conventionele corrosie veroorzaakt door afbraak van de chroomoxidefilm, worden de huidige slechte passivering en slechte corrosieweerstand toegeschreven aan gelokaliseerde Fe3+-rijke nano-eilanden nabij de Fe/Cr-oxidelaag, die een aanval kunnen zijn door het beschermende oxide.Het vormt op zijn plaats een film en veroorzaakt corrosie.
Het corrosieve gedrag van vervormde SDSS 2507 werd eerst geëvalueerd met behulp van elektrochemische metingen.Op afb.Figuur 1 toont de Nyquist- en Bode-curven voor geselecteerde monsters in zure (pH = 1) waterige oplossingen van FeCl3 bij kamertemperatuur.De geselecteerde elektrolyt werkt als een sterk oxidatiemiddel, kenmerkend voor de neiging van de passiveringsfilm om af te breken.Hoewel het materiaal geen stabiele putvorming bij kamertemperatuur onderging, gaven deze analyses inzicht in mogelijke faalgebeurtenissen en post-corrosieprocessen.Het equivalente circuit (Fig. 1d) werd gebruikt om spectra van elektrochemische impedantiespectroscopie (EIS) te passen, en de overeenkomstige aanpassingsresultaten worden getoond in Tabel 1. Onvolledige halve cirkels verschenen bij het testen van de met oplossing behandelde en warm bewerkte monsters, terwijl de overeenkomstige gecomprimeerde halve cirkels werden koudgewalst (Fig. 1b).In het EIS-spectrum kan de straal van de halve cirkel worden beschouwd als de polarisatieweerstand (Rp)25,26.De Rp van in oplossing behandelde SDSS in Tabel 1 is ongeveer 135 kΩ cm-2, maar voor warmbewerkte en koudgewalste SDSS kunnen we veel lagere waarden zien van respectievelijk 34,7 en 2,1 kΩ cm-2.Deze significante afname van Rp duidt op een nadelig effect van plastische vervorming op passivering en corrosieweerstand, zoals aangetoond in eerdere rapporten 27, 28, 29, 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 constante fase-elementoxide is dat wordt gebruikt om de niet-ideale capaciteit (n) te modelleren.De EIS-metingen zijn 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 minder dan 90°, wat wijst op een niet-ideaal capacitief gedrag als gevolg van capacitieve dispersie.Het QCPE-constante fase-element (CPE) wordt dus gebruikt om de grensvlakcapaciteitsverdeling weer te geven die is afgeleid van oppervlakteruwheid of inhomogeniteit, vooral in termen van atomaire schaal, fractale geometrie, elektrodeporositeit, niet-uniform potentieel en oppervlakteafhankelijke stroomverdeling.Elektrodegeometrie31,32.CPE-impedantie:
waarbij j het imaginaire getal is en ω de hoekfrequentie is.QCPE is een frequentie-onafhankelijke constante die evenredig is met het actieve open gebied van de elektrolyt.n is een dimensieloos machtsgetal dat de afwijking beschrijft van het ideale capacitieve gedrag van een condensator, dwz hoe dichter n bij 1 ligt, hoe dichter CPE bij zuivere capaciteit ligt, en als n dicht bij nul ligt, is het weerstand.Een kleine afwijking van n, dicht bij 1, geeft het niet-ideale capacitieve gedrag van het oppervlak aan na polarisatietesten.De QCPE van koudgewalste SDSS is veel hoger dan vergelijkbare producten, wat betekent dat de oppervlaktekwaliteit minder uniform is.
In overeenstemming met de meeste corrosieweerstandseigenschappen van roestvrij staal, resulteert het relatief hoge Cr-gehalte van SDSS over het algemeen in superieure corrosieweerstand 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, waarbij voornamelijk Fe2+-, Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden zijn geïntegreerd 33 .Ondanks dezelfde oppervlakte-uniformiteit, passiverende oxidelaag en geen zichtbare schade aan het oppervlak, zoals bepaald door microscopische beelden,6,7 is het corrosiegedrag van warmbewerkte en koudgewalste SDSS anders en vereist daarom een ​​diepgaande studie van de vervormingsmicrostructuur en structurele kenmerken van staal.
De microstructuur van vervormd roestvrij staal werd kwantitatief onderzocht met behulp van interne en synchrotron hoogenergetische röntgenstralen (aanvullende figuren 1, 2).Een gedetailleerde analyse vindt u in de aanvullende informatie.Hoewel ze grotendeels overeenkomen met het type hoofdfase, worden verschillen in fasevolumefracties gevonden, die worden vermeld in aanvullende tabel 1. Deze verschillen kunnen worden geassocieerd met inhomogene fasefracties aan het oppervlak, evenals volumetrische fasefracties die op verschillende diepten worden uitgevoerd.detectie door röntgendiffractie.(XRD) met verschillende energiebronnen van invallende fotonen.Het relatief hogere aandeel austeniet in koudgewalste monsters, bepaald door XRD uit een laboratoriumbron, duidt op een betere passivering en vervolgens op een betere corrosieweerstand35, terwijl nauwkeurigere en statistische resultaten wijzen op tegengestelde trends in faseverhoudingen.Daarnaast hangt de corrosieweerstand van staal ook af van de mate van korrelverfijning, korrelgrootteverkleining, toename van microvervormingen en dislocatiedichtheid die optreden tijdens thermomechanische behandeling36,37,38.De warmbewerkte exemplaren vertonen een meer korrelige aard, indicatief voor korrels van micronformaat, terwijl de gladde ringen waargenomen in de koudgewalste exemplaren (aanvullende figuur 3) duiden op een significante korrelverfijning tot nanoschaal in eerder werk , wat zou moeten bijdragen aan filmpassivering.vorming en toename van corrosieweerstand.Hogere dislocatiedichtheid wordt meestal geassocieerd met lagere weerstand tegen putjes, wat goed overeenkomt met elektrochemische metingen.
Veranderingen in de chemische toestanden 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 belangrijkste element in staal is en Ni de passivering verbetert en de ferriet-austenitische fasestructuur in evenwicht brengt en het doel van Ce-modificatie.Door de energie van de synchrotronstraling aan te passen, werd het RAS vanaf het oppervlak gecoat 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 Ce-2507 SDSS.Geschikte gegevensanalyse werd uitgevoerd door energiekalibratie op te nemen met gepubliceerde gegevens (bijv. XAS 40, 41 op Fe L2, 3 randen).
Op afb.Figuur 2 toont X-PEEM-afbeeldingen van warmbewerkte (Fig. 2a) en koudgewalste (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS en overeenkomstige XAS-randen van Cr en Fe L2,3 op individueel gemarkeerde locaties.De L2,3-rand van de XAS onderzoekt de onbezette 3D-toestanden na elektronenfoto-excitatie op de spin-baansplitsingsniveaus 2p3/2 (L3-rand) en 2p1/2 (L2-rand).Informatie over de valentietoestand van Cr werd verkregen van XAS aan de L2,3-rand in figuur 2b, e.Vergelijking met rechters.42,43 toonde aan dat 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+ weerspiegelden, 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 op de Cr L2.3-interface met behulp van een kristalveld van 2,0 eV44.Beide oppervlakken van warmbewerkte en koudgewalste SDSS zijn gecoat met een relatief uniforme laag Cr2O3.
een X-PEEM warmtebeeld van thermisch vervormde SDSS overeenkomend met b Cr L2.3 rand en c Fe L2.3 rand, d X-PEEM warmtebeeld van koudgewalste SDSS overeenkomend met e Cr L2.3 rand en f Fe L2.3 randzijde (f).De XAS-spectra zijn uitgezet op verschillende ruimtelijke posities gemarkeerd op de warmtebeelden (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 afbeeldingen te verbeteren, waarbij kleuren van blauw tot rood evenredig zijn met de intensiteit van röntgenstralingsabsorptie (van laag naar hoog).
Ongeacht de chemische omgeving van deze metaalelementen, bleef de chemische toestand van de toevoegingen van Ni- en Ce-legeringselementen voor beide monsters ongewijzigd.Extra tekening.Figuren 5-9 tonen X-PEEM-beelden en overeenkomstige 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 moet 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-spots in koudgewalste monsters toonde aan dat Ce voornamelijk voorkomt in de vorm van neerslagen.
In de thermisch vervormde SDSS werd geen lokale structurele verandering in XAS aan de rand van Fe L2,3 waargenomen (Fig. 2c).De Fe-matrix verandert echter microregionaal zijn chemische toestand op zeven willekeurig geselecteerde punten van de koudgewalste SDSS, zoals weergegeven in figuur 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) 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 meerdere kristalveldberekeningen met behulp van kristalvelden van 1,0 (Fe2+) en 1,0 (Fe3+)44. We merken op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën45,46 hebben, Fe3O4 een combinatie heeft van zowel Fe2+ & Fe3+,47, en FeO45 als een formeel tweewaardig Fe2+-oxide (3d6). We merken op dat α-Fe2O3 en γ-Fe2O3 verschillende lokale symmetrieën hebben45,46, Fe3O4 heeft een combinatie van zowel Fe2+ & Fe3+,47, en FeO45 als een formeel tweewaardig Fe2+-oxide (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 heeft een combinatie van Fe2+ en Fe3+,47 en FeO45 werkt 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 bijv.-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 bv/t2g ≈1, terwijl in dit geval de waargenomen intensiteitsverhouding bv/t2g ongeveer 1 is. Dit sluit de mogelijkheid uit dat in de huidige situatie alleen Fe3+ aanwezig is.Gezien 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 kleinere (grotere) onbezette toestand t2g.Dit geldt voor Fe2+ (Fe3+), waaruit blijkt dat het eerste kenmerk van de toename wijst op een toename van het gehalte aan Fe2+47.Deze resultaten tonen aan dat het naast elkaar bestaan ​​van Fe2+ en γ-Fe2O3, α-Fe2O3 en/of Fe3O4 domineert op het koudgewalste oppervlak van de composieten.
Vergrote thermische foto-elektronenbeelden 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 Fig.2d.
De verkregen experimentele gegevens (figuur 4a en aanvullende figuur 11) worden uitgezet en vergeleken met de gegevens voor zuivere verbindingen 40, 41, 48. Drie verschillende soorten experimenteel waargenomen Fe L-edge XAS-spectra (XAS-1, XAS-2 en XAS-3: Fig. 4a).Met name spectrum 2-a (aangeduid als XAS-1) in figuur 3b gevolgd door spectrum 2-b (aangeduid met XAS-2) werd waargenomen over het gehele detectiegebied, terwijl spectra zoals E-3 werden waargenomen in figuur 3d (aangeduid met XAS-3) werden waargenomen op specifieke locaties.In de regel werden vier parameters gebruikt om de bestaande 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 (figuur 4a) zijn alle drie de Fe-componenten, namelijk Fe0, Fe2+ en Fe3+, aanwezig op het onderzochte SDSS-oppervlak.De berekende intensiteitsverhouding L2/L3 gaf ook de aanwezigheid van alle drie de componenten aan.
a Gesimuleerde XAS-spectra van Fe met waargenomen drie verschillende experimentele gegevens (ononderbroken lijnen XAS-1, XAS-2 en XAS-3 komen overeen 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 gegevens gemeten met bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) en de overeenkomstige geoptimaliseerde LCF-gegevens (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 combinatiepassing (LCF) van de drie standaarden 40, 41, 48 werd gebruikt om de samenstelling van ijzeroxide te kwantificeren.LCF werd geïmplementeerd voor drie geselecteerde Fe L-edge XAS-spectra die het hoogste contrast vertoonden, namelijk XAS-1, XAS-2 en XAS-3, zoals getoond in figuur 4b – d.Voor LCF-fittingen werd in alle gevallen rekening gehouden met 10% Fe0 vanwege het feit dat we een kleine richel in alle gegevens waarnamen, en ook vanwege het feit dat 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 ijzeren matrix (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 ijzeren matrix (Fe0) onder de passiveringslaag kan worden gedetecteerd. Als u een X-PEEM van Fe (~ 6 min) 49 maanden, krijgt u een abonnement in de tijd (min > 4 min), de temperatuur van de batterij (Fe0) is lager hoe dan ook. De X-PEEM-diepte van de sonde voor Fe (~6 nm)49 is inderdaad groter dan de veronderstelde dikte van de oxidatielaag (iets >4 nm), wat het mogelijk maakt om het signaal van de ijzeren matrix (Fe0) onder de passiveringslaag te detecteren.X-PEEM en Fe（~6 nm）49 μλλημνημννομομομομομομοομομομομιμο> 4 nm）下方的铁基体（Fe0）的信号。X-PEEM en Fe （~ 6 nm） 49 μm μm μm μm μΩ μημμν μον μν μμμμονμο μμμμμμο μμμμο μμομμο μομμο μον μον钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая тол de temperatuur van het apparaat (na > 4 maanden), de druk op de knop van het water (Fe0) Dit is het enige wat u hoeft te doen. In feite is de detectiediepte van Fe (~6 nm) 49 door X-PEEM groter dan de verwachte dikte van de oxidelaag (iets > 4 nm), waardoor het signaal van de ijzeren matrix (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.Op afb.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 kleiner dan Fe3+.De verhouding van Fe2+ tot Fe3, gelijk aan 1:2, betekent dat Fe3O4 kan worden gevormd met 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 conversie 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 gelijkenis met beide standaarden liet zien 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 is, 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 wijst 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 van invloed zijn op het uiteindelijke spectrum41.
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 verkregen op het monsteroppervlak te classificeren met behulp van de K-means clustermethode.De Cr L-randprofielen vormen twee ruimtelijk verdeelde optimale clusters in de warmbewerkte en koudgewalste exemplaren getoond in Fig.5. Het is duidelijk dat er geen lokale structurele veranderingen als vergelijkbaar worden ervaren, aangezien de twee zwaartepunten 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 op de SDSS.
Cr L K betekent randgebiedclusters, en b is de overeenkomstige XAS-zwaartepunten.Resultaten van K-betekent X-PEEM-vergelijking van koudgewalste SDSS: c Cr L2.3 randgebied van K-betekent clusters en d overeenkomstige XAS-zwaartepunten.
Om complexere FeL-randkaarten te illustreren, werden vier en vijf geoptimaliseerde clusters en hun bijbehorende zwaartepunten (spectrale profielen) gebruikt voor respectievelijk warmbewerkte en koudgewalste monsters.Daarom kan het percentage (%) van Fe2+ en Fe3+ worden verkregen door de LCF in Fig.4 te passen.De pseudo-elektrodepotentiaal Epseudo als functie van Fe0 werd gebruikt om de microchemische inhomogeniteit van de oppervlakte-oxidefilm te onthullen.Epseudo wordt ruwweg geschat door 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.Regio's met een lager potentieel 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 hangt nauw samen met de oppervlaktetopografie (Fig. 6a).Er werden geen andere positieafhankelijke veranderingen in het onderliggende laminaire interieur waargenomen (Fig. 6b).Integendeel, voor de verbinding van ongelijksoortige oxiden met verschillende inhoud van Fe2+ en Fe3+ in koudgewalste SDSS, kan men een niet-uniforme aard van het pseudopotentiaal waarnemen (Fig. 6c, d).Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden zijn de hoofdbestanddelen van roest in staal en zijn zuurstof- en waterdoorlatend50.In dit geval worden de eilanden die rijk zijn aan Fe3+ 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 het potentiaal, worden gebruikt als indicator voor de lokalisatie van actieve corrosieplaatsen.Deze ongelijkmatige verdeling van Fe2+ en Fe3+ op het oppervlak van koudgewalste SDSS kan de lokale chemie veranderen en zorgen voor een praktischer actief oppervlak tijdens de afbraak van de oxidefilm en corrosiereacties, waardoor de onderliggende metaalmatrix kan blijven corroderen, wat resulteert in interne heterogeniteit.eigenschappen en verminderen de beschermende eigenschappen van de passiveringslaag.
K-betekent clusters en overeenkomstige XAS-zwaartepunten in het Fe L2.3-randgebied van heet vervormd X-PEEM ac en df van koudgewalste SDSS.a, d K-betekent clusterplots die over X-PEEM-afbeeldingen zijn gelegd.Het berekende pseudo-elektrodepotentieel (Epseudo) wordt vermeld samen met de K-means clusterplot.De helderheid van het X-PEEM-beeld, zoals de kleur in Fig. 2, is evenredig met de intensiteit van de röntgenstralingsabsorptie.
Relatief uniform Cr maar verschillende chemische toestand van Fe leidt tot verschillende oxidefilmschade en corrosiepatronen in warmbewerkt en koudgewalst Ce-2507.Deze eigenschap van koudgewalst Ce-2507 is goed bestudeerd.Met betrekking tot de vorming van oxiden en hydroxiden van Fe in de omgevingslucht in dit bijna neutrale werk, zijn de reacties als volgt:
De bovenstaande reacties treden op in de volgende scenario's op basis van X-PEEM-analyse.Een kleine schouder die overeenkomt met Fe0 wordt 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-edge 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 zich ook vormen in de Cr3+ rijke beschermlaag, waarvan 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.Terwijl de waarneming van XAS-3-spectra op verschillende plaatsen volledige conversie naar γ-Fe2O3 aangaf.Aangezien de penetratiediepte van de ongevouwen röntgenstralen ongeveer 50 nm is, 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 in dit geval, ondanks de uniforme laag Cr2O3 in dit werk, een lage corrosieweerstand waargenomen, vooral voor koudgewalste monsters.Het waargenomen gedrag kan worden opgevat als de heterogeniteit van de chemische oxidatietoestand in de bovenste laag (Fe), die de corrosieprestaties beïnvloedt.Door dezelfde stoichiometrie van de bovenlaag (ijzeroxide) en de onderlaag (chroomoxide)52,53 leidt een betere interactie (adhesie) daartussen tot een langzaam transport van metaal- of zuurstofionen in het rooster, wat weer leidt tot een toename van de corrosieweerstand.Daarom verdient een continue stoichiometrische verhouding, dwz één oxidatietoestand van Fe, de voorkeur boven abrupte stoichiometrische veranderingen.Het door warmte vervormde SDSS heeft een gelijkmatiger oppervlak, een dichtere beschermlaag en een betere corrosieweerstand.Terwijl voor koudgewalste SDSS de aanwezigheid van Fe3+-rijke eilanden onder de beschermende laag de integriteit van het oppervlak schendt en galvanische corrosie veroorzaakt met het nabijgelegen substraat, wat leidt tot een scherpe daling van Rp (Tabel 1).Het EIS-spectrum en de corrosieweerstand zijn verminderd.Het is te zien dat de lokale verspreiding van Fe3+-rijke eilanden als gevolg van plastische vervorming voornamelijk de corrosieweerstand beïnvloedt, wat een doorbraak is in dit werk.Deze studie presenteert dus spectroscopische microscopische beelden van de vermindering van de corrosieweerstand van SDSS-monsters die zijn bestudeerd met de methode van plastische vervorming.
Bovendien, hoewel zeldzame-aardelegeringen in tweefasige staalsoorten betere prestaties laten zien, blijft de interactie van dit additieve element met de individuele staalmatrix in termen van corrosiegedrag volgens spectroscopische microscopie ongrijpbaar.Het verschijnen van Ce-signalen (via XAS M-edges) verschijnt slechts op een paar plaatsen tijdens koudwalsen, maar verdwijnt tijdens het warm vervormen van de SDSS, wat duidt op lokale precipitatie van Ce in de staalmatrix, in plaats van homogene legering.Hoewel de mechanische eigenschappen van SDSS6,7 de mechanische eigenschappen niet significant verbeteren, vermindert de aanwezigheid van zeldzame-aarde-elementen de grootte van de insluitsels en wordt verondersteld dat ze putjes in het oorspronkelijke gebied remmen54.
Concluderend onthult dit werk het effect van oppervlakteheterogeniteit op de corrosie van 2507 SDSS gemodificeerd met cerium door de chemische inhoud van componenten op nanoschaal te kwantificeren.We beantwoorden de vraag waarom roestvrij 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 die rijk zijn aan Fe3+, inclusief hun octaëdrische en tetraëdrische coördinatie langs het hele kenmerk 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 corrosieweerstand, zelfs in de aanwezigheid van een voldoende stoichiometrische Cr2O3 passiveringslaag.Naast methodologische vooruitgang bij het bepalen van het effect van chemische heterogeniteit op nanoschaal op corrosie, wordt verwacht dat het lopende werk technische processen zal inspireren om de corrosieweerstand van roestvrij staal tijdens de staalproductie te verbeteren.
Om de Ce-2507 SDSS-staaf te bereiden die in deze studie werd gebruikt, werd een gemengde samenstelling inclusief Fe-Ce-hoofdlegering, afgedicht met een zuiver ijzeren buis, gesmolten in een 150 kg medium-frequentie inductieoven om gesmolten staal te produceren en in een mal gegoten.De gemeten chemische samenstellingen (wt%) staan ​​​​vermeld in aanvullende tabel 2. Ingots worden eerst heet gesmeed tot blokken.Vervolgens werd het gedurende 60 minuten bij 1050°C gegloeid om staal in de toestand van een vaste oplossing te verkrijgen, en vervolgens in water afgeschrikt tot kamertemperatuur.De bestudeerde monsters werden in detail bestudeerd met behulp van TEM en DOE om de fasen, korrelgrootte en morfologie te bestuderen.Meer gedetailleerde informatie over monsters en productieproces is te vinden in andere bronnen6,7.
Cilindrische monsters (φ10 mm x 15 mm) voor hete compressie werden zo verwerkt dat de as van de cilinder evenwijdig was 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 vervorming werden de monsters verwarmd met een snelheid van 10 ° C s-1 gedurende 2 minuten bij een geselecteerde temperatuur om de temperatuurgradiënt te elimineren.Nadat temperatuuruniformiteit was bereikt, werd het monster vervormd tot een werkelijke spanningswaarde van 0,7.Na vervorming werden de monsters onmiddellijk geblust met water om de vervormde structuur te behouden.Het uitgeharde preparaat wordt vervolgens evenwijdig aan de compressierichting gesneden.Voor dit specifieke onderzoek hebben we een exemplaar gekozen met een hete rekconditie van 1050°C, 10 s-1 omdat de waargenomen microhardheid hoger was dan bij andere exemplaren7.
Massieve (80 × 10 × 17 mm3) monsters van de Ce-2507 vaste oplossing werden gebruikt in een LG-300 driefasige asynchrone tweewalsmolen met de beste mechanische eigenschappen van alle andere vervormingsniveaus6.De spanningssnelheid en diktevermindering voor elk pad zijn 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 heet persen bij 1050°C gedurende 10 s-1 tot een echte rek van 0,7.Het werkstation heeft een cel met drie elektroden 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, aan de zijkanten waarvan koperdraden werden gesoldeerd.De monsters werden vervolgens gefixeerd met epoxy, waardoor een open werkgebied van 1 cm2 overbleef als werkelektrode (onderkant van het cilindrische monster).Wees voorzichtig tijdens het uitharden van de epoxy en het daaropvolgende schuren en polijsten om barsten 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.Voorafgaand aan elektrochemische metingen werden de gepolijste monsters enkele dagen aan 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, wordt gebruikt om de corrosie van roestvrij staal te versnellen55 omdat het corrosief is in aanwezigheid van chloride-ionen met een sterk oxiderend vermogen en lage pH. Milieunormen G48 en A923.Dompel het monster gedurende 1 uur onder in de testoplossing om een ​​bijna stationaire toestand te bereiken voordat u metingen uitvoert.Voor vaste oplossing, warmgevormde en koudgewalste monsters werden impedantiemetingen uitgevoerd bij open circuitpotentialen (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 tests 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 high-energy wiggler bij CLS, Canada56 te kwantificeren.Gegevensverzameling werd uitgevoerd in Debye-Scherrer-geometrie of transmissiegeometrie bij kamertemperatuur.De röntgenstralingsgolflengte 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 wordt gebruikt als röntgenbron in het laboratorium.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, wat wordt bepaald door de straalgrootte en de monsterdikte.Alle gegevens werden verzameld met behulp van een Perkin Elmer-gebiedsdetector, flat-panel röntgendetector, 200 µm pixels, 40 x 40 cm2 met een belichtingstijd van 0,3 s en 120 frames.
X-PEEM-metingen van twee geselecteerde modelsystemen werden uitgevoerd op het Beamline MAXPEEM PEEM-eindstation in het MAX IV-laboratorium (Lund, Zweden).Monsters werden op dezelfde manier voorbereid als voor elektrochemische metingen.De voorbereide monsters werden enkele dagen in de lucht gehouden en ontgast in een ultrahoogvacuümkamer 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 met de afhankelijkheid van de fotonenergie van E3/2 , 57. Benaderingsspectra gaven AE (breedte van de spectraallijn) 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 flux ≈1012 ph/s door gebruik te maken van een gemodificeerde 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 energieresolutie van de bundellijn geschat op E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en flux ≈1012 ph/s door gebruik te maken van een gemodificeerde 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 u de waarde van het apparaat bekijkt, is de waarde E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 en поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 met Si 1200 штр van Fe 2p L2,3, van Cr 2p L2,3, van Ni 2p L2,3 en van Ce M4,5. De energieresolutie van het bundelkanaal werd dus geschat als E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 en flux ≈1012 f/s met behulp van een gemodificeerde SX-700 monochromator met een Si-rooster van 1200 lijnen/mm voor Fe edge 2p L2,3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 en Ce edge M4.5.E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 °C≈1012 ph/s, Si 1200 µm-1 De SX-700-serie is gebaseerd op Fe 2p L2,3 en Cr 2p L2,3 en Ni 2p L2,3 en Ce M4,5.Wat is de waarde van δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 en ≈1012 PH/S, en van ≈1200 De SX-700 van de SX-700-serie heeft een nieuwe versie van de Fe 2p L2.3 en de Cr 2p L2.3 en de Ni 2p L2.3 en de Ce M4. 5 jaar geleden.Dus bij gebruik van een gemodificeerde 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.Scan fotonenergie in stappen van 0,2 eV.Bij elke energie werden PEEM-beelden opgenomen met behulp van een TVIPS F-216 vezelgekoppelde CMOS-detector met 2 x 2 bakken, die een resolutie van 1024 × 1024 pixels in een gezichtsveld van 20 µm biedt.De belichtingstijd van de afbeeldingen was 0,2 s, gemiddeld 16 frames.De energie van het foto-elektronenbeeld wordt zodanig gekozen dat het maximale secundaire elektronensignaal wordt geleverd.Alle metingen werden uitgevoerd bij normale inval met behulp van een lineair gepolariseerde fotonenbundel.Meer informatie over metingen is te vinden in een eerdere studie.Na bestudering van de detectiemodus van de totale elektronenopbrengst (TEY) en de toepassing ervan in X-PEEM49, wordt 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 verzameld aan de rand van Fe L is een mengsel van XRD van ijzeroxiden en Fe0 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 om de elektronen door de oxidelaag naar het oppervlak te laten gaan 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 door hen worden uitgezonden.Bovendien vervalt de TEY-intensiteit die door deze elektronen wordt bijgedragen tijdens het ontsnappingspad van het elektron, waardoor de Fe0 spectrale respons in de ijzeren XAS-kaart verder wordt verminderd.
Het integreren van datamining in een datakubus (X-PEEM-gegevens) is een belangrijke stap in het extraheren van relevante informatie (chemische of fysische eigenschappen) in een multidimensionale benadering.K-means clustering wordt veel gebruikt op verschillende gebieden, waaronder machinevisie, beeldverwerking, patroonherkenning zonder toezicht, kunstmatige intelligentie en classificatieanalyse.K-means clustering heeft bijvoorbeeld goed gepresteerd bij het clusteren van hyperspectrale beeldgegevens.In principe kan het K-means-algoritme voor gegevens met meerdere kenmerken deze eenvoudig groeperen op basis van informatie over hun attributen (fotonenergie-eigenschappen).K-means clustering is een iteratief algoritme voor het verdelen van gegevens 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 krijgt elk punt een cluster toegewezen met naburige zwaartepunten.Het zwaartepunt van een cluster wordt gedefinieerd als het rekenkundig gemiddelde van de gegevenspunten (XAS-spectrum) voor dat cluster.Er zijn verschillende afstanden om naburige zwaartepunten te definiëren als Euclidische afstand.Voor een invoerbeeld van px,y (waarbij x en y de resolutie in pixels zijn), is CK het zwaartepunt van de cluster;dit beeld kan vervolgens worden gesegmenteerd (geclusterd) in K-clusters met behulp van K-means63.De laatste stappen van het K-means clustering-algoritme zijn:
Stap 2. Bereken het lidmaatschap van alle pixels volgens het huidige zwaartepunt.Het wordt bijvoorbeeld berekend op basis van de Euclidische afstand d tussen het midden en elke pixel:
Stap 3 Wijs elke pixel toe aan het dichtstbijzijnde zwaartepunt.Bereken vervolgens de K-zwaartepuntposities als volgt opnieuw:
Stap 4. Herhaal het proces (vergelijkingen (7) en (8)) totdat de zwaartepunten samenkomen.De uiteindelijke resultaten van de clusterkwaliteit zijn sterk gecorreleerd met de beste keuze van initiële zwaartepunten.Voor de PEEM-gegevensstructuur van stalen afbeeldingen is X (x × y × λ) typisch een kubus van 3D-arraygegevens, terwijl de x- en y-assen ruimtelijke informatie vertegenwoordigen (pixelresolutie) en de λ-as overeenkomt met een foton.energie spectraal beeld.Het K-means-algoritme wordt gebruikt om interessegebieden in X-PEEM-gegevens 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.TROS).Het wordt gebruikt om ruimtelijke verdeling, lokale spectrale veranderingen, oxidatiegedrag en chemische toestanden te bestuderen.Het K-means clustering-algoritme werd bijvoorbeeld gebruikt voor Fe L-edge- en Cr L-edge-gebieden in warmbewerkte en koudgewalste X-PEEM.Verschillende aantallen K-clusters (regio's van microstructuur) werden getest om de optimale clusters en zwaartepunten te vinden.Wanneer deze nummers worden weergegeven, worden de pixels opnieuw toegewezen aan de overeenkomstige clusterzwaartepunten.Elke kleurverdeling komt overeen met het midden van het cluster en toont de ruimtelijke ordening van chemische of fysieke objecten.De geëxtraheerde zwaartepunten zijn lineaire combinaties van pure spectra.
Gegevens ter ondersteuning van de resultaten van deze studie zijn op redelijk verzoek verkrijgbaar bij de respectieve 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. en Sandström, R. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van gelast duplex roestvast staal. Sieurin, H. & Sandström, R. Sieurin, H. & Sandstrom, R. Sieurin, H. & Sandström, R. Er is een probleem met de werking van het product. Sieurin, H. & Sandström, R. Breuktaaiheid van gelast duplex roestvast staal.Brittannië.Fractionele deel.bond.73, 377-390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Corrosieweerstand van duplex roestvast staal in geselecteerde organische zuren en organische zuur/chloride-omgevingen. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Corrosieweerstand 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. Corrosieweerstand 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. Informatie over roestvrij staal en organische en gechloreerde omgevingen.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.en Van Der Merwe, J. Corrosieweerstand van duplex roestvast staal in geselecteerde omgevingen van organische zuren en organische zuren/chloriden.conserveermiddel.Materiaalmethoden 57, 107-117 (2010).
Barrera, S. et al.Corrosie-oxidatief gedrag van Fe-Al-Mn-C duplex legeringen.Materialen 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nieuwe generatie superduplexstaalsoorten voor de productie van gas en olie voor apparatuur. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nieuwe generatie superduplexstaalsoorten voor de productie van gas en olie voor apparatuur.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nieuwe generatie superduplex staalsoorten voor olie- en gasproductieapparatuur.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 kwaliteit 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Onderzoek naar warmvervormingsgedrag van duplex roestvast staal kwaliteit 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. en 2507. Metaal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Een onderzoek naar het gedrag bij hete vervorming van type 2507 duplex roestvrij staal.Metaal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. en Utaisansuk, V. Onderzoek naar het hete vervormingsgedrag 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 met cerium gemodificeerd superduplex SAF 2507 roestvrij staal.alma mater.de wetenschap.Brittannië.Een 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Structurele en mechanische eigenschappen veroorzaakt door thermische vervorming van met cerium gemodificeerd superduplex 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 bij hoge temperatuur van austenitisch staal. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effect van zeldzame aardmetalen op het oxidatiegedrag bij hoge temperatuur van austenitisch staal.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. en Zheng K. Invloed van zeldzame aardmetalen op het gedrag van austenitisch staal onder oxidatie bij 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 bij hoge temperatuur.koren.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 superferritisch roestvast staal. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effecten van Ce op de microstructuur en eigenschappen van 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritisch roestvast staal.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. en Sun S. Invloed van Se op de microstructuur en eigenschappen van superferritisch roestvast staal 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. r-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effect van Ce op microstructuur en eigenschappen van superferritisch roestvrij staal 27Cr-3,8Mo-2Ni.IJzeren teken.Staalmak 47, 67-76 (2020).