Bedankt voor uw bezoek aan Nature.com. U gebruikt een browserversie met 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 continue ondersteuning te garanderen, tonen we de site bovendien zonder stijlen en JavaScript.
Geeft een carrousel van drie dia's tegelijk weer. Gebruik de knoppen Vorige en Volgende om door drie dia's tegelijk te bladeren, of gebruik de schuifknoppen aan het einde om door drie dia's tegelijk te bladeren.
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 gaan meestal gepaard met de vernietiging van deze lagen, maar zelden met het optreden van oppervlakte-inhomogeniteiten, afhankelijk van het microscopisch niveau. In dit werk domineert chemische oppervlakteheterogeniteit op nanoschaal, gedetecteerd door spectroscopische microscopie en chemometrische analyse, onverwacht de breuk en corrosie van koudgewalst cerium-gemodificeerd superduplex roestvast staal 2507 (SDSS) tijdens de warme vervorming. Hoewel röntgenfoto-elektronenmicroscopie een relatief uniforme dekking van de natuurlijke Cr2O3-laag aantoonde, waren de passiveringsprestaties van het koudgewalste SDSS slecht vanwege de lokale verdeling van Fe3+-rijke nano-eilandjes op de Fe/Cr-oxidelaag. Deze kennis op atomaire schaal biedt een diepgaand inzicht in corrosie van roestvast staal en zal naar verwachting helpen bij het bestrijden van corrosie van vergelijkbare hooggelegeerde metalen.
Sinds de uitvinding van roestvast staal worden de anticorrosie-eigenschappen van ferrochroom toegeschreven aan chroom, dat sterke oxiden/oxyhydroxiden vormt en in de meeste omgevingen passiverend gedrag vertoont. Vergeleken met conventionele (austenitische en ferritische) roestvaste staalsoorten 1, 2 en 3, hebben superduplex roestvaste staalsoorten (SDSS) een betere corrosiebestendigheid en uitstekende mechanische eigenschappen. 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, waardoor de toepassing ervan wordt uitgebreid naar vervuilingsbestrijding, chemische containers en de offshore olie- en gasindustrie4. Het smalle bereik van warmtebehandelingstemperaturen en de slechte vervormbaarheid belemmeren echter hun brede praktische toepassing. Daarom wordt SDSS gemodificeerd om de bovengenoemde prestaties te verbeteren. Zo werd de Ce-modificatie geïntroduceerd in SDSS 2507 (Ce-2507) met een hoog stikstofgehalte6,7,8. Het zeldzame aardelement (Ce) heeft in een geschikte concentratie van 0,08 gew.% 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 worden verbeterd9. Grote hoeveelheden stikstof kunnen het dure nikkelgehalte vervangen, waardoor SDSS kosteneffectiever is10.
Recentelijk is SDSS plastisch vervormd bij verschillende temperaturen (cryogeen, koud en warm) om uitstekende mechanische eigenschappen te bereiken6,7,8. De uitstekende corrosiebestendigheid van SDSS vanwege de aanwezigheid van een dunne oxidefilm op het oppervlak wordt echter beïnvloed door vele factoren, zoals inherente heterogeniteit door de aanwezigheid van heterogene fasen met verschillende korrelgrenzen, ongewenste precipitaten en verschillende respons. deformaties van austenitische en ferritische fasen7. Daarom wordt de studie van de microscopische domeineigenschappen van dergelijke films tot op het niveau van de elektronische structuur cruciaal voor het begrijpen van SDSS-corrosie en vereist complexe experimentele technieken. Tot nu toe zijn oppervlaktegevoelige methoden zoals Auger-elektronenspectroscopie11 en röntgenfoto-elektronenspectroscopie12,13,14,15 en harde röntgenfoto-emissiemicroscopie (HAX-PEEM)16 er over het algemeen niet in geslaagd om chemische verschillen in oppervlaktelagen te detecteren. chemische toestanden van hetzelfde element op verschillende plaatsen in de nanoschaalruimte. Verschillende recente studies hebben gelokaliseerde oxidatie van chroom gecorreleerd met het waargenomen corrosiegedrag van austenitisch roestvast staal17, martensitisch staal18 en SDSS19,20. Deze studies hebben zich echter vooral 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, die een kleine omvang hebben geërfd als gevolg van thermomechanische behandeling, liggen dicht bij elkaar, maar verschillen in samenstelling en oxidatietoestand16,21. Om scheurvorming in oxidefilms en daaropvolgende putcorrosie te detecteren, is het daarom noodzakelijk om oppervlakteheterogeniteit op microscopisch niveau te begrijpen. Ondanks deze vereisten ontbreken kwantitatieve schattingen zoals laterale heterogeniteit in oxidatie, met name voor Fe op nano- en atomaire schaal, en blijft de correlatie ervan met corrosieweerstand onontgonnen. Tot voor kort werd de chemische toestand van verschillende elementen, zoals Fe en Ca22, in staalmonsters kwantitatief gekarakteriseerd met behulp van zachte röntgenfoto-elektronenmicroscopie (X-PEEM) in nanoschaal synchrotronstralingsfaciliteiten. In combinatie met chemisch gevoelige röntgenabsorptiespectroscopie (XAS) maakt X-PEEM XAS-metingen mogelijk met een hoge ruimtelijke en spectrale resolutie, waardoor chemische informatie wordt verkregen over de samenstelling van elementen en hun chemische toestand met een ruimtelijke resolutie tot op drieëntwintig nanometerschaal. Deze spectromicroscopische observatie van de aanvang maakt lokale chemische waarnemingen mogelijk en kan chemische veranderingen in de ruimte van de ijzerlaag aantonen die nog niet eerder zijn onderzocht.
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. Er wordt gebruikgemaakt van een geclusterde K-means24-chemometrische benadering om de globale chemische (hetero)homogeniteit van de betrokken elementen in kaart te brengen, waarvan de chemische toestanden statistisch worden weergegeven. In tegenstelling tot corrosie die in het traditionele geval wordt geïnitieerd door de vernietiging van de chroomoxidelaag, worden minder passivering en een lagere corrosieweerstand momenteel toegeschreven aan gelokaliseerde Fe3+-rijke nano-eilandjes nabij de Fe/Cr-oxidelaag, wat mogelijk beschermende eigenschappen heeft. Het oxide vernietigt de gestippelde 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 een zure (pH = 1) waterige oplossing van FeCl3 bij kamertemperatuur. De geselecteerde elektrolyt fungeert als een sterk oxidatiemiddel en karakteriseert de neiging van de passiveringsfilm tot afbraak. Hoewel het materiaal bij kamertemperatuur geen stabiele putcorrosie onderging, gaf de analyse inzicht in mogelijke faalgebeurtenissen en daaropvolgende corrosie. Het equivalente circuit (fig. 1d) werd gebruikt om het spectrum van de elektrochemische impedantiespectroscopie (EIS) te fitten, en de bijbehorende fitresultaten worden weergegeven in tabel 1. Onvolledige halve cirkels verschijnen in oplossingsbehandelde en warmbewerkte monsters, terwijl gecomprimeerde halve cirkels verschijnen in koudgewalste exemplaren (fig. 1b). Bij EIS-spectroscopie kan de straal van de halve cirkel worden beschouwd als de polarisatieweerstand (Rp)25,26. De Rp van de met oplossing behandelde baan in tabel 1 bedraagt ​​ongeveer 135 kΩ cm–2. De waarden van de warmvervormde en koudgewalste baan zijn echter veel lager, respectievelijk 34,7 en 2,1 kΩ cm–2. Deze significante verlaging van de Rp toont het nadelige effect van plastische vervorming op de passivering en corrosiebestendigheid, zoals aangetoond in eerdere rapporten27,28,29,30.
a Nyquist-, b, c Bode-impedantie- en fasediagrammen, en d bijbehorende equivalente circuitmodellen, waarbij RS de elektrolytweerstand is, Rp de polarisatieweerstand en QCPE het oxide van het constante fase-element dat wordt gebruikt om de niet-ideale capaciteit (n) te modelleren. EIS-metingen worden uitgevoerd bij open circuitpotentiaal.
De gelijktijdige constanten worden weergegeven in de Bode-grafiek, met een plateau in het hoge frequentiebereik dat de elektrolytweerstand RS26 weergeeft. Naarmate de frequentie afneemt, neemt de impedantie toe en wordt een negatieve fasehoek gevonden, wat duidt op capaciteitsdominantie. De fasehoek neemt toe, behoudt een maximum over een relatief breed frequentiebereik en neemt vervolgens af (Fig. 1c). In alle drie de gevallen is dit maximum echter nog steeds kleiner dan 90°, wat wijst op niet-ideaal capacitief gedrag als gevolg van capacitieve dispersie. Daarom wordt het QCPE-constante-fase-element (CPE) gebruikt om grensvlakcapaciteitsverdelingen weer te geven die voortkomen uit oppervlakteruwheid of inhomogeniteit, met name op atomaire schaal, fractale geometrie, elektrodeporositeit, niet-uniforme potentiaal en geometrie met de vorm van de elektroden31,32. CPE-impedantie:
waarbij j het imaginaire getal is en ω de hoekfrequentie. QCPE is een frequentieonafhankelijke constante die evenredig is met de effectieve open oppervlakte van de elektrolyt. n is een dimensieloos machtsgetal dat de afwijking van een condensator ten opzichte van de ideale capaciteit beschrijft. Dat wil zeggen: hoe dichter n bij 1 ligt, hoe dichter de CPE bij puur capacitief ligt. Als n dicht bij nul ligt, lijkt deze resistief. Kleine afwijkingen van n, dicht bij 1, duiden op niet-ideaal capacitief gedrag van het oppervlak na polarisatietests. De QCPE van koudgewalst SDSS is aanzienlijk hoger dan die van zijn tegenhangers, 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 uitstekende corrosiebestendigheid van SDSS dankzij de aanwezigheid van een passiverende beschermende oxidelaag op het oppervlak17. Dergelijke passiverende lagen zijn doorgaans rijk aan Cr3+-oxiden en/of -hydroxiden, voornamelijk in combinatie met Fe2+-, Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden33. Ondanks dezelfde oppervlakte-uniformiteit, passiverende oxidelaag en het ontbreken van waargenomen oppervlaktescheurvorming volgens microscopische metingen6,7, is het corrosiegedrag van warmvervormd en koudgewalst SDSS verschillend. Een diepgaande studie van de microstructurele eigenschappen is daarom noodzakelijk voor staalvervorming.
De microstructuur van vervormd roestvast staal werd kwantitatief bestudeerd met behulp van intrinsieke en synchrotron hoogenergetische röntgenstraling (aanvullende figuren 1 en 2). Een gedetailleerde analyse is te vinden in de aanvullende informatie. Hoewel er algemene consensus bestaat over het type hoofdfase, werden er verschillen in bulkfasefracties gevonden, die zijn vermeld in aanvullende tabel 1. Deze verschillen kunnen te wijten zijn aan inhomogene fasefracties aan het oppervlak en in het volume, die worden beïnvloed door verschillende detectiedieptes van röntgendiffractie (XRD). ) met verschillende energiebronnen van invallende fotonen34. Relatief hoge austenietfracties in koudgewalste monsters, bepaald door XRD uit een laboratoriumbron, duiden op een betere passivering en vervolgens een betere corrosiebestendigheid35, terwijl nauwkeurigere en statistisch nauwkeurigere resultaten tegengestelde trends in fasefracties suggereren. 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 vertoonden een korreliger karakter, wat duidt op micron-korrelgrootte, terwijl de gladde ringen die werden waargenomen in de koudgewalste monsters (aanvullende figuur 3) duidden op een significante korrelverfijning tot nanogrootte in eerder onderzoek. Dit zou de passieve filmvorming en een hogere corrosiebestendigheid moeten bevorderen. Een hogere dislocatiedichtheid gaat meestal gepaard met een lagere weerstand tegen pitting, wat goed overeenkomt met elektrochemische metingen.
Veranderingen in de chemische toestand van de microdomeinen van de hoofdelementen werden systematisch bestudeerd met behulp van X-PEEM. Hoewel er meer legeringselementen zijn, zijn hier Cr, Fe, Ni en Ce39 gekozen, aangezien Cr het sleutelelement is voor de vorming van de passieve film, Fe het hoofdelement is voor staal en Ni de passivering bevordert en de ferriet-austenitische fase in balans brengt. Structuur en modificatie zijn het doel van Ce. Door de synchrotronbundelenergie af te stemmen, registreerde XAS de belangrijkste kenmerken van Cr (L2.3-rand), Fe (L2.3-rand), Ni (L2.3-rand) en Ce (M4.5-rand) van het oppervlak. -2507 SDSS. Een geschikte data-analyse werd uitgevoerd door middel van energiekalibratie met gepubliceerde gegevens (bijv. XAS op Fe L2, 3 ribben40,41).
In fig. 2 zijn X-PEEM-beelden te zien van warmbewerkte (fig. 2a) en koudgewalste (fig. 2d) Ce-2507 SDSS en corresponderende XAS Cr en Fe L2,3-randen op individueel gemarkeerde posities. De L2,3 XAS-rand onderzoekt de onbezette 3d-toestanden van elektronen na foto-excitatie op de spinbaansplitsingsniveaus 2p3/2 (L3-rand) en 2p1/2 (L2-rand). Informatie over de valentietoestand van Cr werd verkregen uit röntgendiffractieanalyse van de L2,3-rand in fig. 2b,d. Linkvergelijking. 42, 43 toonde aan dat vier pieken A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) en D (582,2 eV) werden waargenomen nabij de L3-rand, die octaëdrische Cr3+-ionen reflecteren, corresponderend met Cr2O3. De experimentele spectra komen overeen met theoretische berekeningen, zoals weergegeven in panelen b en e, verkregen uit meerdere kristalveldberekeningen aan de Cr L2.3-interface met een kristalveld van 2,0 eV44. Beide oppervlakken van warmgevormd en koudgewalst SDSS zijn bedekt met een relatief uniforme laag Cr2O3.
a Thermisch beeld van X-PEEM warmgevormd SDSS, corresponderend met rand b Cr L2.3 en rand c Fe L2.3, d Thermisch beeld X-PEEM van koudgewalst SDSS, corresponderend met rand e Cr L2.3 en f Fe L2.3 van zijde (e). De XAS-spectra, uitgezet op verschillende ruimtelijke posities op de thermische beelden (a, d) gemarkeerd door de oranje stippellijnen in (b) en (e), vertegenwoordigen gesimuleerde XAS-spectra van Cr3+ met een kristalveldwaarde van 2,0 eV. Voor X-PEEM-beelden wordt een thermisch palet gebruikt om de leesbaarheid van de beelden 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 gelijk. Aanvullende tekening. Fig. 5-9 toont 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 oxidatietoestand van Ni2+ over het gehele gemeten oppervlak van warmbewerkte en koudgewalste monsters (aanvullende bespreking). Het is opmerkelijk dat in het geval van warmbewerkte monsters het XAS-signaal van Ce niet wordt waargenomen, terwijl het spectrum van Ce3+ van koudgewalste monsters op één punt wordt waargenomen. De waarneming van Ce-vlekken in koudgewalste monsters toonde aan dat Ce voornamelijk in de vorm van precipitaten voorkomt.
In thermisch vervormde SDSS werd geen lokale structurele verandering in XAS waargenomen aan de rand van Fe L2.3 (Fig. 2c). Zoals echter te zien is in Fig. 2f, verandert de Fe-matrix microscopisch van chemische toestand op zeven willekeurig geselecteerde punten in de koudgewalste SDSS. 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 met behulp van multipletkristalveldberekeningen 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 combinaties 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 gewoonlijk wordt uitgedrukt als 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 het vorige werk, hoewel de intensiteitsverhoudingen van de twee verschillend zijn, is hun intensiteitsverhouding eg/t2g ≈1, terwijl in dit geval de waargenomen intensiteitsverhouding eg/t2g ongeveer 1 is. Dit sluit de mogelijkheid uit dat er in dit geval alleen Fe3+ aanwezig is. Beschouwend het geval van Fe3O4 met combinaties van Fe2+ en Fe3+, is het bekend dat een zwakkere (sterkere) eerste eigenschap in de L3-rand van Fe duidt op een kleinere (grotere) onbezetting in de t2g-toestand. Dit geldt voor Fe2+ (Fe3+), wat wijst op een toename van het eerste teken, wat duidt op een toename van het gehalte Fe2+47. Deze resultaten tonen aan dat Fe2+ en γ-Fe2O3, α-Fe2O3 en/of Fe3O4 overheersen op de koudgewalste oppervlakken van de composieten.
Vergrote foto-emissie-elektronenthermische beelden van de (a, c) en (b, d) XAS-spectra over de Fe L2,3-rand op verschillende ruimtelijke posities binnen geselecteerde gebieden 2 en E in figuur 2d.
De verkregen experimentele gegevens (Fig. 4a en Supplementary Fig. 11) werden uitgezet en vergeleken met die van zuivere verbindingen 40, 41, 48. In principe werden drie verschillende typen experimenteel waargenomen Fe L-edge XAS-spectra (XAS-1, XAS-2 en XAS-3: Fig. 4a) waargenomen op ruimtelijk verschillende locaties. In het bijzonder werd een spectrum vergelijkbaar met 2-a (aangeduid als XAS-1) in Fig. 3b waargenomen over het gehele interessegebied, gevolgd door een 2-b-spectrum (gelabeld als XAS-2), terwijl een spectrum vergelijkbaar met E-3 werd waargenomen in Fig. 3d (aangeduid als XAS-3) is waargenomen op bepaalde gelokaliseerde locaties. Gewoonlijk worden vier parameters gebruikt om de valentietoestanden in een probemonster te identificeren: (1) L3- en L2-spectrale kenmerken, (2) energieposities van L3- en L2-kenmerken, (3) L3-L2-energieverschil, (4) L2-intensiteitsverhouding /L3. Visuele waarnemingen (Fig. 4a) tonen aan dat alle drie de Fe-componenten, namelijk Fe0, Fe2+ en Fe3+, aanwezig zijn op het oppervlak van de bestudeerde SDSS. De berekende intensiteitsverhouding L2/L3 duidde ook op de aanwezigheid van alle drie de componenten.
a Drie verschillende experimentele gegevens waargenomen (doorgetrokken lijnen XAS-1, XAS-2 en XAS-3 komen overeen met 2-a, 2-b en E-3 in Afb. 2 en Afb. 3) vergeleken met gesimuleerde XAS-vergelijkingsspectra, octaëders Fe2+, Fe3+, kristalveldwaarden van respectievelijk 1,0 eV en 1,5 eV, b–d Gemeten experimentele gegevens (XAS-1, XAS-2, XAS-3) en bijbehorende geoptimaliseerde LCF-gegevens (doorgetrokken zwarte lijn), en vergelijkings XAS-3-spectra met Fe3O4- (gemengde toestand van Fe) en Fe2O3- (zuivere Fe3+) standaarden.
Een lineaire combinatie (LCF) van de drie standaarden40,41,48 werd gebruikt om de samenstelling van ijzeroxide te kwantificeren. LCF werd geïmplementeerd voor drie geselecteerde Fe L-rand 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 10% FeO overwogen vanwege de kleine richel die we in alle data aantroffen en het feit dat ferrometaal 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.X-PEEM detecteert Fe (~6 nm)49 dieper dan de verwachte dikte van de oxidelaag (iets meer dan 4 nm), waardoor signalen van de ijzermatrix (Fe0) onder de passiveringslaag kunnen worden gedetecteerd. Verschillende combinaties van Fe2+ en Fe3+ werden uitgevoerd om de best mogelijke oplossing te vinden voor de waargenomen experimentele gegevens. In fig. 4b wordt de combinatie van Fe2+ en Fe3+ in het XAS-1-spectrum getoond, waarbij de verhoudingen van Fe2+ en Fe3+ dicht bij elkaar liggen, ongeveer 45%, wat duidt op een gemengde oxidatietoestand van Fe. Terwijl voor het XAS-2-spectrum het percentage Fe2+ en Fe3+ respectievelijk ~30% en 60% wordt. Het gehalte aan Fe2+ is lager dan dat van Fe3+. De verhouding van 1:2 tussen Fe2+ en Fe3 betekent dat Fe3O4 kan worden gevormd bij dezelfde verhouding van Fe-ionen. Bovendien veranderden de percentages Fe2+ en Fe3+ voor het XAS-3-spectrum naar ~10% en 80%, wat duidt 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, zijn XAS-3-spectra samen met verschillende Fe3+-standaarden weergegeven in Fig. 4e. Deze tonen gelijkenis met alle twee standaarden wanneer rekening wordt gehouden met piek B. De intensiteit van de schouder (A: van Fe2+) en de intensiteitsverhouding B/A geven echter aan dat het spectrum van XAS-3 dicht bij, maar niet gelijk is aan, dat van γ-Fe2O3. Vergeleken met bulk-γ-Fe2O3 is de Fe2p XAS-intensiteit van de A SDSS-piek iets hoger (Fig. 4e), wat duidt op een hogere Fe2+-intensiteit. Hoewel het spectrum van XAS-3 vergelijkbaar is met dat van γ-Fe2O3, waarbij Fe3+ aanwezig is in zowel de Oh- als de Td-positie, is de identificatie van verschillende valentietoestanden en coördinatie alleen via de L2,3-rand of de L2/L3-intensiteitsverhouding nog steeds een probleem. Een terugkerend onderwerp van discussie vanwege de complexiteit van de verschillende factoren die betrokken zijn bij het uiteindelijke spectrum41.
Naast de spectrale discriminatie van de chemische toestanden van de hierboven beschreven geselecteerde interessegebieden, werd de globale chemische heterogeniteit van de sleutelelementen Cr en Fe beoordeeld door alle XAS-spectra die op het monsteroppervlak waren verkregen te classificeren met behulp van de K-means-clusteringmethode. De randprofielen van Cr L werden zo ingesteld dat ze twee optimale clusters vormden, ruimtelijk verdeeld in de warmbewerkte en koudgewalste monsters, zoals weergegeven in figuur 5. Het is duidelijk dat er geen lokale structurele veranderingen werden waargenomen, aangezien de twee zwaartepunten van de XAS Cr-spectra sterk op elkaar lijken. Deze spectrale vormen van de twee clusters zijn vrijwel identiek aan die van Cr2O342, wat betekent dat de Cr2O3-lagen relatief gelijkmatig over de SDSS zijn verdeeld.
Een cluster van K-means L-edge Cr-regio's, b corresponderende XAS-zwaartepunten. Resultaten van de K-means X-PEEM-vergelijking van koudgewalst SDSS: c clusters van K-means edge-regio's van Cr L2,3 en d corresponderende XAS-zwaartepunten.
Om een ​​complexere FeL-randkaart te illustreren, worden vier en vijf geoptimaliseerde clusters en hun bijbehorende zwaartepunten (spectrale verdelingen) gebruikt voor respectievelijk warmgewalste en koudgewalste proefstukken. Het percentage (%) Fe2+ en Fe3+ kan daarom worden verkregen door de LCF aan te passen zoals weergegeven in figuur 4. 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 behulp van de mengregel.
waarbij \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) gelijk is aan \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), wat respectievelijk 0,440 en 0,036 V is. Gebieden met een lager potentiaal hebben een hoger gehalte aan Fe3+-verbindingen. De potentiaalverdeling in een thermisch vervormd monster heeft een gelaagd karakter met een maximale verandering van ongeveer 0,119 V (Fig. 6a,b). Deze potentiaalverdeling is nauw verbonden met de oppervlaktetopografie (Fig. 6a). Er werden geen andere positiegerelateerde veranderingen waargenomen in het onderliggende lamellaire inwendige (Fig. 6b). Integendeel, voor de combinatie van verschillende oxiden met verschillende gehaltes aan Fe2+ en Fe3+ in koudgewalst SDSS kan een niet-uniforme aard van de pseudopotentiaal worden waargenomen (Fig. 6c,d). Fe3+-oxiden en/of (oxy)hydroxiden zijn de belangrijkste componenten van corrosie in staal en zijn doorlaatbaar voor zuurstof en water50. In dit geval is te zien dat de eilanden rijk aan Fe3+ lokaal verspreid zijn en als corrosiegebieden kunnen worden beschouwd. In dit geval kan de gradiënt in het potentiaalveld, in plaats van de absolute waarde van het potentiaal, worden beschouwd als een indicator voor de lokalisatie van actieve corrosiegebieden51. Deze inhomogene verdeling van Fe2+ en Fe3+ op het oppervlak van het koudgewalste SDSS kan de lokale chemische eigenschappen veranderen en zorgen voor een effectiever oppervlak bij oxidefilmscheurvorming en corrosiereacties, waardoor de onderliggende metaalmatrix continu kan corroderen, wat resulteert in interne inhomogeniteit en de beschermende eigenschappen van de passiveringslaag verminderen.
K-mean clusters van Fe L2,3 randgebieden en bijbehorende XAS zwaartepunten voor a–c warmbewerkte X-PEEM en d–f koudgewalste SDSS. a, d K-means clusterplot over de X-PEEM-afbeelding gelegd. Geschatte pseudo-elektrodepotentialen (epseudo) worden vermeld, samen met K-means clusterdiagrammen. De helderheid van een X-PEEM-afbeelding, zoals de kleur in Fig. 2, is recht evenredig met de röntgenabsorptie-intensiteit.
Relatief uniform Cr, maar een verschillende chemische toestand van Fe leidt tot verschillende oorsprongen van oxidefilmscheuren en corrosiepatronen in warmgewalst en koudgewalst Ce-2507. Deze eigenschap van koudgewalst Ce-2507 is algemeen bekend. Wat betreft de vorming van oxiden en hydroxiden van Fe in atmosferische lucht, worden de volgende reacties in dit werk als neutrale reacties beschouwd:
Gebaseerd op de meting van X-PEEM, vond de bovenstaande reactie plaats in de volgende gevallen. Een kleine schouder overeenkomend met Fe0 is geassocieerd met het onderliggende metallisch ijzer. De reactie van metallisch Fe met de omgeving leidt tot de vorming van een Fe(OH)2-laag (vergelijking (5)), die het Fe2+-signaal in de XAS van de L-rand van Fe versterkt. Langdurige blootstelling aan lucht zal resulteren in de vorming van Fe3O4- en/of Fe2O3-oxiden na Fe(OH)252,53. Twee soorten stabiel Fe, Fe3O4 en Fe2O3, kunnen zich ook vormen in een Cr3+-rijke beschermlaag, waarbij Fe3O4 de voorkeur geeft aan een uniforme en samenhangende structuur. De aanwezigheid van beide resulteert in gemengde oxidatietoestanden (XAS-1-spectrum). Het XAS-2-spectrum komt voornamelijk overeen met Fe3O4. Terwijl de XAS-3-spectra die op verschillende posities werden waargenomen, volledige omzetting naar γ-Fe2O3 aangaven. Omdat onverpakte röntgenstralen een penetratiediepte hebben van ongeveer 50 nm, resulteert het signaal van de onderliggende laag in een hogere intensiteit van de A-piek.
Het XRD-spectrum toont aan dat de Fe-component in de oxidefilm een ​​gelaagde structuur heeft, die gecombineerd is met de Cr-oxidelaag. In tegenstelling tot de passiveringskarakteristiek van corrosie als gevolg van lokale inhomogeniteit van Cr2O317, werd in dit geval, ondanks de uniforme laag Cr2O3 in deze studie, een lage corrosiebestendigheid waargenomen, met name voor koudgewalste monsters. Het waargenomen gedrag kan worden begrepen als de heterogeniteit van de chemische oxidatietoestand van de bovenste laag (Fe), die de corrosieprestaties beïnvloedt. De langzame overdracht van metaal- of zuurstofionen in het rooster als gevolg van dezelfde stoichiometrie van de bovenste (Fe-oxide) en onderste lagen (Cr-oxide)52,53 leidt tot een betere interactie (hechting) tussen beide. Dit verbetert op zijn beurt de corrosiebestendigheid. Daarom heeft continue stoichiometrie, d.w.z. één oxidatietoestand van Fe, de voorkeur boven abrupte stoichiometrische veranderingen. Thermisch vervormd SDSS heeft een uniformer oppervlak en een dichtere beschermlaag, wat zorgt voor een betere corrosiebestendigheid. Bij koudgewalst SDSS-materiaal verstoort de aanwezigheid van Fe3+-rijke eilandjes onder de beschermlaag echter de integriteit van het oppervlak en veroorzaakt galvanische corrosie van het nabijgelegen substraat, wat leidt tot een afname van Rp (Tabel 1) in de EIS-spectra en de corrosieweerstand ervan. Lokaal verspreide eilandjes met een hoog Fe3+-gehalte als gevolg van plastische vervorming beïnvloeden daarom voornamelijk de corrosieweerstand, wat een doorbraak is in dit werk. Daarom presenteert deze studie spectromicrografieën van de afname van de corrosieweerstand als gevolg van plastische vervorming van de bestudeerde SDSS-monsters.
Bovendien presteert zeldzame-aardelegering in tweefasenstaalsoorten weliswaar beter, maar de interactie van dit toegevoegde element met de individuele staalmatrix wat betreft corrosiegedrag blijft ongrijpbaar op basis van spectroscopische microscopische waarnemingen. Het Ce-signaal (langs de XAS M-rand) verschijnt slechts op enkele posities tijdens koudwalsen, maar verdwijnt tijdens warme vervorming van het SDSS, wat wijst op lokale afzetting van Ce in de staalmatrix in plaats van homogene legering. Hoewel de mechanische eigenschappen van SDSS niet worden verbeterd6,7, vermindert de aanwezigheid van zeldzame-aarde-elementen de grootte van de insluitsels en wordt aangenomen dat het putcorrosie in de oorsprong onderdrukt54.
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 beantwoordden de vraag waarom roestvast staal corrodeert, zelfs wanneer het bedekt is met een beschermende oxidelaag, door de microstructuur, de chemische toestand van oppervlaktekenmerken en de signaalverwerking met behulp van K-means clustering kwantitatief te bestuderen. Er is vastgesteld dat Fe3+-rijke eilanden, inclusief hun octaëdrische en tetraëdrische coördinatie in de structuur van gemengde Fe2+/Fe3+, een bron vormen van oxidefilmvernietiging en corrosie van koudgewalst SDSS. Nano-eilanden, gedomineerd door Fe3+, leiden tot een slechte corrosiebestendigheid, zelfs in aanwezigheid van een voldoende stoichiometrische Cr2O3-passiveringslaag. Naast de methodologische vooruitgang die is geboekt bij het bepalen van het effect van chemische heterogeniteit op nanoschaal op corrosie, zal dit werk naar verwachting technische processen inspireren om de corrosiebestendigheid van roestvast staal tijdens de staalproductie te verbeteren.
Ter voorbereiding van de Ce-2507 SDSS-staven die in deze studie zijn gebruikt, werden de gemengde componenten, waaronder de Fe-Ce-masterlegering, afgedicht met buizen van zuiver ijzer, gesmolten in een 150 kg middenfrequente inductieoven om gesmolten staal te produceren en in gietmallen gegoten. De gemeten chemische samenstelling (gew.%) staat vermeld in aanvullende tabel 2. De staaf wordt eerst warm gevormd tot blokken. Vervolgens werd het staal 60 minuten gegloeid bij 1050 °C tot een vaste oplossing 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.
Verwerk cilindrische monsters (φ10 mm × 15 mm) voor warmpersen met de cilinderas parallel aan de vervormingsrichting van het blok. Hogetemperatuurcompressie werd uitgevoerd met een constante reksnelheid in het bereik van 0,01-10 s-1 bij verschillende temperaturen in het bereik van 1000-1150 °C met behulp van een Gleeble-3800 thermische simulator. Vóór de vervorming werden de monsters gedurende 2 minuten verhit op de geselecteerde temperatuur met een snelheid van 10 °C s-1 om de temperatuurgradiënt te elimineren. Nadat temperatuuruniformiteit was bereikt, werden de monsters vervormd tot een werkelijke rekwaarde van 0,7. Na de vervorming werd het monster onmiddellijk afgekoeld met water om de vervormde structuur te behouden. Vervolgens werden de geharde monsters parallel aan de compressierichting gesneden. Voor deze specifieke studie kozen we een monster dat thermisch vervormd was bij 1050 °C, 10 s-1 vanwege een hogere waargenomen microhardheid dan andere monsters7.
Bulkmonsters (80 × 10 × 17 mm³) van de Ce-2507-oplossing werden getest op een driefasige asynchrone tweewalsvervormingsmachine LG-300, die de beste mechanische eigenschappen leverde van alle andere vervormingsklassen. De reksnelheid en de diktevermindering bedroegen respectievelijk 0,2 m·s-1 en 5% voor elk pad.
Een Autolab PGSTAT128N elektrochemisch werkstation werd gebruikt om de SDSS elektrochemisch te meten na koudwalsen tot 90% diktereductie (1,0 equivalente werkelijke rek) en warmpersen tot 0,7 werkelijke rek bij 1050 °C en 10 s-1. Het werkstation heeft een cel met drie elektroden, 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. Vervolgens werd het monster overgoten met epoxyhars, waarbij een open werkoppervlak van 1 cm² als werkelektrode overbleef (de onderkant van het cilindrische monster). Wees voorzichtig tijdens het uitharden van de epoxy en tijdens het daaropvolgende schuren en polijsten om scheuren te voorkomen. Het werkoppervlak wordt gelept en gepolijst met een diamantpolijstsuspensie met een deeltjesgrootte van 1 micron, gereinigd met gedestilleerd water en ethanol en gedroogd in koude lucht. Vóór de 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 met HCl tot pH = 1,0 ± 0,01, is gebruikt om de corrosie van roestvrij staal te versnellen, aangezien het voorkomt in agressieve omgevingen waar chloride-ionen aanwezig zijn met een sterk oxiderend vermogen en een lage pH, zoals gespecificeerd door ASTM. De voorgestelde normen zijn G48 en A923. De monsters werden 1 uur ondergedompeld in de testoplossing voordat er metingen werden uitgevoerd om een ​​bijna stationaire toestand te bereiken. Voor vaste oplossing, warmbewerkte en koudgewalste monsters was het frequentiebereik van de impedantiemeting 1 × 105 ~ 0,1 Hz en de open-circuitpotentiaal (OPS) was 5 mV, wat respectievelijk 0,39, 0,33 en 0,25 VSCE bedroeg. Elke elektrochemische test van een monster werd minimaal drie keer onder dezelfde omstandigheden herhaald om de reproduceerbaarheid van de gegevens te garanderen.
Voor HE-SXRD-metingen werden rechthoekige duplex stalen blokken van 1 × 1 × 1,5 mm³ gemeten op een hoogenergetische Brockhouse-wigglerlijn bij CLS, Canada, om de fasesamenstelling te kwantificeren56. De gegevensverzameling werd uitgevoerd bij kamertemperatuur in Debye-Scherrer-geometrie of transportgeometrie. De golflengte van röntgenstralen gekalibreerd met de LaB6-kalibrant 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 wordt 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. Elk van deze gegevens werd verzameld met behulp van een Perkin Elmer-gebieddetector, een vlakke paneelröntgendetector, pixels van 200 µm, 40 × 40 cm2, met een belichtingstijd van 0,3 seconde en 120 frames.
X-PEEM-metingen van twee geselecteerde modelsystemen werden uitgevoerd aan het PEEM-eindstation van de Beamline MAXPEEM-lijn 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 bundel wordt verkregen door het ionenuitgangsspectrum te meten van N 1 s tot 1 \(\pi _g^ \ast\) van het excitatiegebied met hv = 401 eV in N2 en de afhankelijkheid van de fotonenergie van E3/2,57. Spectrale fit gaf een ΔE (spectrale lijnbreedte) van ~0,3 eV over 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 ≈1012 ph/s SX-700单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于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 通过 改进 的 SX-700单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Bij gebruik van een aangepaste SX-700 monochromator en een 1200-lijns Si-rooster, is de Cr-rand 2p L2.3, de Ni-rand 2p L2.3 en de Ce-rand M4.5.Breid de fotonenergie uit in stappen van 0,2 eV. Bij elke energie werden PEEM-beelden opgenomen met een TVIPS F-216 CMOS-detector met een 2 x 2 binning glasvezelverbinding die 1024 × 1024 pixels levert in een gezichtsveld van 20 µm. De belichtingstijd van de beelden is 0,2 seconde, gemiddeld 16 frames. De foto-elektronenbeeldenergie is zodanig gekozen dat het secundaire elektronensignaal maximaal is. Alle metingen worden uitgevoerd bij loodrechte inval van een lineair gepolariseerde fotonenbundel. Zie een eerdere studie58 voor meer informatie over metingen. Na bestudering van de detectiemodus voor de totale elektronenopbrengst (TEY)59 en de toepassing ervan in X-PEEM, wordt de detectiediepte van deze methode geschat op ~4–5 nm voor het Cr-signaal en ~6 nm voor het Fe-signaal. 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 van de oxidefilm. De XAS die nabij de Fe L-rand wordt opgevangen, is een mengsel van ijzeroxide XAS en FeO uit de matrix. In het eerste geval wordt de intensiteit van de uitgezonden elektronen veroorzaakt door alle mogelijke soorten elektronen die bijdragen aan TEY. Een puur ijzersignaal vereist echter een hogere kinetische energie voordat de elektronen door de oxidelaag gaan, het oppervlak bereiken en door de analysator worden opgevangen. In dit geval wordt het FeO-signaal voornamelijk veroorzaakt door LVV Auger-elektronen en de secundaire elektronen die door hen worden uitgezonden. Bovendien vervalt de TEY-intensiteit die door deze elektronen wordt bijgedragen tijdens het elektronenontsnappingspad49, waardoor de spectrale signatuur van FeO in de ijzer-XAS-kaart verder afneemt.
Het integreren van datamining in datakubussen (X-PEEM-gegevens) is een belangrijke stap in het multidimensionaal extraheren van relevante informatie (chemische of fysische eigenschappen). K-means-clustering wordt veel gebruikt in verschillende gebieden, waaronder machine vision, beeldverwerking, ongeleide patroonherkenning, kunstmatige intelligentie en classificerende analyse24. K-means-clustering is bijvoorbeeld goed toepasbaar op het clusteren van hyperspectrale beelddata62. In principe kan het K-means-algoritme gegevens van meerdere objecten eenvoudig groeperen op basis van informatie over hun kenmerken (fotonenergie-eigenschappen). K-means-clustering is een iteratief algoritme voor het partitioneren 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 bestaat uit twee stappen: de eerste stap berekent de K zwaartepunten en de tweede stap wijst elk punt toe aan een cluster met aangrenzende zwaartepunten. Het zwaartepunt van een cluster wordt gedefinieerd als het rekenkundig gemiddelde van de datapunten (XAS-spectra) van dat cluster. Er zijn verschillende afstanden om aangrenzende zwaartepunten te definiëren als Euclidische afstanden. Voor een invoerafbeelding van px,y (x en y zijn resolutie in pixels), is CK het zwaartepunt van de cluster; deze afbeelding kan vervolgens worden gesegmenteerd (geclusterd) in K clusters met behulp van K-means63. De laatste stappen van het K-means-clusteralgoritme zijn:
Stap 2. Bereken de lidmaatschapsgraad 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 voor de clusterkwaliteit zijn sterk gecorreleerd met de optimale keuze van de initiële zwaartepunten63. 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 de energiespectrale modus van fotonen. Het K-means-algoritme werd 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 het beste zwaartepunt (XAS-spectraalcurve) voor elke analyt (cluster) te extraheren. Het wordt gebruikt om de ruimtelijke distributie, lokale spectrale veranderingen, oxidatiegedrag en chemische toestand te bestuderen. Zo werd het K-means clusteringalgoritme gebruikt voor Fe L-rand- en Cr L-randgebieden in warmvervormd en koudgewalst X-PEEM. Verschillende aantallen K-clusters (microstructurele gebieden) werden getest om de beste clusters en zwaartepunten te vinden. Wanneer de grafiek wordt weergegeven, worden de pixels opnieuw toegewezen aan de juiste 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 desbetreffende 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.project. fractal. 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 en organisch organisch/gechloreerd milieu.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.Anticorrosief. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Corrosie-oxiderende eigenschappen 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 superduplexstaalsoorten voor gas- en olieproductieapparatuur. E3S webinar. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. en Utaisansuk, V. Onderzoek naar het warmvervormingsgedrag van type 2507 duplex roestvrij staal. Metaal.Alma Mater. Trance. A 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 roestvast staal. Alma Mater. The Science. Project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Door warme vervorming geïnduceerde structuur en mechanische eigenschappen van cerium-gemodificeerd super-duplex SAF 2507 roestvast 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 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.Corrosie. De wetenschap. 164, 108359 (2020).