Ďakujeme, že ste navštívili Nature.com.Verzia prehliadača, ktorú používate, má obmedzenú podporu CSS.Pre najlepší zážitok vám odporúčame použiť aktualizovaný prehliadač (alebo vypnúť režim kompatibility v programe Internet Explorer).Medzitým, aby sme zabezpečili nepretržitú podporu, vykreslíme stránku bez štýlov a JavaScriptu.
Široko používaná nehrdzavejúca oceľ a jej kované verzie sú odolné voči korózii v okolitých podmienkach vďaka pasivačnej vrstve pozostávajúcej z oxidu chrómu.Korózia a erózia ocele sa tradične spája s deštrukciou týchto vrstiev, ale zriedkavo na mikroskopickej úrovni, v závislosti od pôvodu povrchovej nehomogenity.V tejto práci nanometrová povrchová chemická heterogenita detekovaná spektroskopickou mikroskopiou a chemometrickou analýzou neočakávane dominuje rozkladu a korózii za studena valcovanej superduplexnej nehrdzavejúcej ocele 2507 (SDSS) počas jej deformačného správania za tepla.druhá strana.Aj keď röntgenová fotoelektrónová mikroskopia ukázala relatívne rovnomerné pokrytie prirodzenej vrstvy Cr2O3, SDSS valcované za studena vykazovalo slabé pasivačné výsledky v dôsledku lokalizovanej distribúcie nanoostrovčekov bohatých na Fe3+ na vrstve oxidu Fe/Cr.Tieto znalosti na atómovej úrovni poskytujú hlboké pochopenie korózie nehrdzavejúcej ocele a očakáva sa, že pomôžu v boji proti korózii podobných vysokolegovaných kovov.
Od vynálezu nehrdzavejúcej ocele sa odolnosť ferochrómových zliatin pripisuje chrómu, ktorý tvorí silný oxid/oxyhydroxid vykazujúci pasivačné správanie vo väčšine prostredí.V porovnaní s konvenčnými (austenitickými a feritickými) nehrdzavejúcimi oceľami majú super duplexné nehrdzavejúce ocele (SDSS) s lepšou odolnosťou proti korózii vynikajúce mechanické vlastnosti1,2,3.Zvýšená mechanická pevnosť umožňuje ľahšie a kompaktnejšie konštrukcie.Na rozdiel od toho, ekonomický SDSS má vysokú odolnosť voči jamkovej a štrbinovej korózii, čo má za následok dlhšiu životnosť a širšie aplikácie v oblasti kontroly znečistenia, chemických kontajnerov a ropného a plynárenského priemyslu na mori4.Úzky rozsah teplôt tepelného spracovania a slabá tvárnosť však bránia jeho širokému praktickému použitiu.Preto bol SDSS upravený tak, aby zlepšil vyššie uvedené vlastnosti.Napríklad modifikácia Ce a vysoké prídavky N6, 7, 8 boli zavedené v 2507 SDSS (Ce-2507).Vhodná koncentrácia 0,08 % hmotn. prvku vzácnych zemín (Ce) má priaznivý vplyv na mechanické vlastnosti DSS, pretože zlepšuje jemnosť zŕn a pevnosť hraníc zŕn.Zlepšila sa aj odolnosť proti opotrebovaniu a korózii, pevnosť v ťahu a medza klzu a spracovateľnosť za tepla9.Veľké množstvo dusíka môže nahradiť drahý obsah niklu, vďaka čomu je SDSS nákladovo efektívnejší10.
V poslednej dobe sa SDSS plasticky deformuje pri rôznych teplotách (nízka teplota, studená a horúca), aby sa dosiahli vynikajúce mechanické vlastnosti6,7,8.Vynikajúca korózna odolnosť SDSS je však spôsobená prítomnosťou tenkého oxidového filmu na povrchu, ktorý je ovplyvnený mnohými faktormi, ako je prítomnosť mnohých fáz s rôznymi hranicami zŕn, nežiaduce precipitáty a rôzne reakcie.vnútorná nehomogénna mikroštruktúra rôznych austenitických a feritických fáz je deformovaná 7 .Štúdium vlastností mikrodomény takýchto filmov na úrovni elektronickej štruktúry má preto zásadný význam pre pochopenie korózie SDSS a vyžaduje zložité experimentálne techniky.Doteraz povrchovo citlivé metódy, ako je Augerova elektrónová spektroskopia11 a röntgenová fotoelektrónová spektroskopia12,13,14,15, ako aj tvrdý röntgenový fotoelektrónový fotoelektrónový systém rozlišujú, ale často nedokážu oddeliť, chemické stavy toho istého prvku v rôznych bodoch priestoru na nanoúrovni.Niekoľko nedávnych štúdií spájalo lokálnu oxidáciu chrómu s pozorovaným koróznym správaním 17 austenitických nehrdzavejúcich ocelí, 18 martenzitických nehrdzavejúcich ocelí a SDSS 19, 20. Tieto štúdie sa však zamerali najmä na vplyv heterogenity Cr (napr. oxidačný stav Cr3+) na odolnosť proti korózii.Bočná heterogenita v oxidačných stavoch prvkov môže byť spôsobená rôznymi zlúčeninami s rovnakými základnými prvkami, ako sú oxidy železa.Tieto zlúčeniny zdedia termomechanicky spracovanú malú veľkosť tesne vedľa seba, ale líšia sa zložením a oxidačným stavom16,21.Preto odhalenie deštrukcie oxidových filmov a potom pitting vyžaduje pochopenie povrchovej nehomogenity na mikroskopickej úrovni.Napriek týmto požiadavkám stále chýbajú kvantitatívne hodnotenia, ako je heterogenita laterálnej oxidácie, najmä železa v nano/atómovej mierke a ich význam pre odolnosť proti korózii zostáva nepreskúmaný.Až donedávna bol chemický stav rôznych prvkov, ako je Fe a Ca, kvantitatívne opísaný na vzorkách ocele pomocou mäkkej röntgenovej fotoelektrónovej mikroskopie (X-PEEM) v zariadeniach synchrotrónového žiarenia na nanometroch.V kombinácii s chemicky citlivou röntgenovou absorpčnou spektroskopiou (XAS) umožňuje X-PEEM meranie XAS s vysokým priestorovým a spektrálnym rozlíšením, pričom poskytuje chemické informácie o elementárnom zložení a jeho chemickom stave s priestorovým rozlíšením až do nanometrovej mierky 23 .Toto spektroskopické pozorovanie miesta iniciácie pod mikroskopom uľahčuje lokálne chemické experimenty a môže priestorovo demonštrovať predtým nepreskúmané chemické zmeny vo vrstve Fe.
Táto štúdia rozširuje výhody PEEM pri zisťovaní chemických rozdielov v nanoúrovni a predstavuje prenikavú metódu povrchovej analýzy na atómovej úrovni na pochopenie korózneho správania Ce-2507.Používa K-means klastrové chemometrické údaje24 na mapovanie globálneho chemického zloženia (heterogenity) príslušných prvkov s ich chemickými stavmi prezentovanými v štatistickom znázornení.Na rozdiel od bežnej korózie spôsobenej rozpadom filmu oxidu chrómu sa súčasná slabá pasivácia a slabá odolnosť proti korózii pripisujú lokalizovaným nanoostrovčekom bohatým na Fe3+ v blízkosti vrstvy oxidu Fe/Cr, ktoré môžu byť napadnuté ochranným oxidom.Na mieste vytvára film a spôsobuje koróziu.
Korozívne správanie deformovaného SDSS 2507 bolo najskôr vyhodnotené pomocou elektrochemických meraní.Na obr.Obrázok 1 ukazuje Nyquistove a Bodeove krivky pre vybrané vzorky v kyslých (pH = 1) vodných roztokoch FeCl3 pri teplote miestnosti.Zvolený elektrolyt pôsobí ako silné oxidačné činidlo, ktoré charakterizuje tendenciu rozpadu pasivačného filmu.Aj keď materiál neprešiel jamkami pri stabilnej izbovej teplote, tieto analýzy poskytli pohľad na potenciálne poruchy a postkorózne procesy.Ekvivalentný obvod (obr. 1d) sa použil na prispôsobenie spektier elektrochemickej impedančnej spektroskopie (EIS) a zodpovedajúce výsledky prispôsobenia sú uvedené v tabuľke 1. Pri testovaní vzoriek spracovaných roztokom a za tepla sa objavili neúplné polkruhy, zatiaľ čo zodpovedajúce stlačené polkruhy boli valcované za studena (obr. 1b).V spektre EIS možno polomer polkruhu považovať za polarizačný odpor (Rp)25,26.Rp roztoku SDSS ošetreného v tabuľke 1 je približne 135 kΩ cm-2, avšak pre za tepla spracovanú a za studena valcovanú SDSS môžeme vidieť oveľa nižšie hodnoty 34,7 a 2,1 kΩ cm-2.Tento významný pokles Rp naznačuje škodlivý účinok plastickej deformácie na pasiváciu a odolnosť proti korózii, ako je uvedené v predchádzajúcich správach 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode impedancia a fázové diagramy a ekvivalentný model obvodu pre d, kde RS je odpor elektrolytu, Rp je polarizačný odpor a QCPE je oxid prvku s konštantnou fázou používaný na modelovanie neideálnej kapacity (n) .Merania EIS sa uskutočnili pri potenciáli naprázdno.
Konštanty prvého rádu sú znázornené v Bodeho diagrame a vysokofrekvenčné plató predstavuje odpor elektrolytu RS26.Keď sa frekvencia znižuje, impedancia sa zvyšuje a nachádza sa negatívny fázový uhol, čo naznačuje dominanciu kapacity.Fázový uhol sa zväčšuje, pričom si zachováva svoju maximálnu hodnotu v relatívne širokom frekvenčnom rozsahu, a potom klesá (obr. 1c).Vo všetkých troch prípadoch je však táto maximálna hodnota stále menšia ako 90°, čo naznačuje neideálne kapacitné správanie v dôsledku kapacitného rozptylu.Prvok s konštantnou fázou QCPE (CPE) sa teda používa na reprezentáciu distribúcie medzifázovej kapacity odvodenej od drsnosti alebo nehomogenity povrchu, najmä z hľadiska atómovej mierky, fraktálnej geometrie, pórovitosti elektródy, nerovnomerného potenciálu a povrchovo závislej distribúcie prúdu.Geometria elektród31,32.Impedancia CPE:
kde j je imaginárne číslo a ω je uhlová frekvencia.QCPE je frekvenčne nezávislá konštanta úmerná aktívnej otvorenej ploche elektrolytu.n je bezrozmerné výkonové číslo, ktoré popisuje odchýlku od ideálneho kapacitného správania kondenzátora, tj čím bližšie je n k 1, tým bližšie je CPE k čistej kapacite, a ak je n blízke nule, ide o odpor.Malá odchýlka n, blízka 1, indikuje neideálne kapacitné správanie povrchu po testovaní polarizácie.QCPE za studena valcovaných SDSS je oveľa vyššia ako u podobných produktov, čo znamená, že kvalita povrchu je menej jednotná.
V súlade s väčšinou antikoróznych vlastností nehrdzavejúcich ocelí relatívne vysoký obsah Cr v SDSS vo všeobecnosti vedie k vynikajúcej odolnosti SDSS proti korózii v dôsledku prítomnosti pasívneho ochranného oxidového filmu na povrchu17.Tento pasivačný film je zvyčajne bohatý na oxidy a/alebo hydroxidy Cr3+, najmä integrujúce oxidy Fe2+, Fe3+ a/alebo (oxy)hydroxidy33.Napriek rovnakej povrchovej rovnomernosti, pasivujúcej oxidovej vrstve a bez viditeľného poškodenia na povrchu, ako je určené mikroskopickými snímkami,6,7 je korózne správanie za tepla a za studena valcovaného SDSS odlišné, a preto si vyžaduje hĺbkové štúdium deformačnej mikroštruktúry a štruktúrnych charakteristík ocele.
Mikroštruktúra deformovanej nehrdzavejúcej ocele bola kvantitatívne skúmaná pomocou interných a synchrotrónových vysokoenergetických röntgenových lúčov (doplnkové obrázky 1, 2).Podrobná analýza je uvedená v doplnkových informáciách.Hoci do značnej miery zodpovedajú typu hlavnej fázy, nachádzajú sa rozdiely vo fázových objemových frakciách, ktoré sú uvedené v doplnkovej tabuľke 1. Tieto rozdiely môžu súvisieť s nehomogénnymi fázovými frakciami na povrchu, ako aj s objemovými fázovými frakciami vykonávanými v rôznych hĺbkach.detekcia pomocou röntgenovej difrakcie.(XRD) s rôznymi zdrojmi energie dopadajúcich fotónov.Relatívne vyšší podiel austenitu vo vzorkách valcovaných za studena, stanovený pomocou XRD z laboratórneho zdroja, naznačuje lepšiu pasiváciu a následne lepšiu odolnosť proti korózii35, pričom presnejšie a štatistické výsledky poukazujú na opačné trendy v pomeroch fáz.Okrem toho korózna odolnosť ocele závisí aj od stupňa zjemnenia zrna, zmenšenia veľkosti zrna, zvýšenia mikrodeformácií a hustoty dislokácií, ktoré sa vyskytujú počas termomechanického spracovania36,37,38.Vzorky spracované za tepla vykazujú zrnitejšiu povahu, čo naznačuje zrná s mikrónovou veľkosťou, zatiaľ čo hladké prstence pozorované vo vzorkách valcovaných za studena (doplnkový obrázok 3) naznačujú významné zjemnenie zŕn na nanorozmery v predchádzajúcej práci6, čo by malo prispieť k pasivácii filmu.tvorba a zvýšenie odolnosti proti korózii.Vyššia hustota dislokácií je zvyčajne spojená s nižšou odolnosťou voči pittingu, čo dobre súhlasí s elektrochemickými meraniami.
Zmeny v chemických stavoch mikrodomén elementárnych prvkov boli systematicky študované pomocou X-PEEM.Napriek množstvu legujúcich prvkov tu boli zvolené Cr, Fe, Ni a Ce39, pretože Cr je kľúčovým prvkom pre tvorbu pasivačného filmu, Fe je hlavným prvkom ocele a Ni zvyšuje pasiváciu a vyrovnáva štruktúru feritovo-austenitických fáz a účel modifikácie Ce.Úpravou energie synchrotrónového žiarenia bol RAS potiahnutý z povrchu hlavnými znakmi Cr (hrana L2.3), Fe (hrana L2.3), Ni (hrana L2.3) a Ce (hrana M4.5).tvárnenie za tepla a valcovanie za studena Ce-2507 SDSS.Príslušná analýza údajov sa uskutočnila začlenením energetickej kalibrácie s publikovanými údajmi (napr. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 hrany).
Na obr.Obrázok 2 ukazuje X-PEEM snímky za tepla (obr. 2a) a za studena valcovaného (obr. 2d) Ce-2507 SDSS a zodpovedajúcich XAS okrajov Cr a Fe L2,3 na jednotlivo označených miestach.Hrana L2,3 XAS sonduje neobsadené 3d stavy po elektrónovej fotoexcitácii na úrovniach rozdelenia spin-orbity 2p3/2 (hran L3) a 2p1/2 (hran L2).Informáciu o valenčnom stave Cr sme získali z XAS na hrane L2,3 na obr. 2b, napr.Porovnanie so sudcami.42,43 ukázali, že v blízkosti okraja L3 boli pozorované štyri píky, pomenované A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) a D (582,2 eV), odrážajúce oktaedrický Cr3+, zodpovedajúci iónu Cr203.Experimentálne spektrá súhlasia s teoretickými výpočtami uvedenými na paneloch b a e, získanými z viacerých výpočtov kryštálového poľa na rozhraní Cr L2.3 s použitím kryštálového poľa 2,0 eV44.Oba povrchy za tepla spracovaných a za studena valcovaných SDSS sú potiahnuté relatívne rovnomernou vrstvou Cr2O3.
a X-PEEM tepelná snímka tepelne deformovanej SDSS zodpovedajúcej b Cr L2.3 hrane ac Fe L2.3 hrane, d X-PEEM tepelná snímka za studena valcovanej SDSS zodpovedajúcej e Cr L2.3 hrane a f Fe L2 .3 hrane ( f).Spektrá XAS sú vynesené v rôznych priestorových polohách vyznačených na termálnych snímkach (a, d), oranžové bodkované čiary v (b) a (e) predstavujú simulované XAS spektrá Cr3+ s hodnotou kryštálového poľa 2,0 eV.Pre snímky X-PEEM použite tepelnú paletu na zlepšenie čitateľnosti snímky, kde farby od modrej po červenú sú úmerné intenzite absorpcie röntgenového žiarenia (od nízkej po vysokú).
Bez ohľadu na chemické prostredie týchto kovových prvkov zostal chemický stav prídavkov prvkov zliatiny Ni a Ce pre obe vzorky nezmenený.Dodatočný výkres.Obrázky 5-9 ukazujú snímky X-PEEM a zodpovedajúce spektrá XAS pre Ni a Ce v rôznych polohách na povrchu vzoriek spracovaných za tepla a za studena.Ni XAS ukazuje oxidačné stavy Ni2+ na celom meranom povrchu vzoriek spracovaných za tepla a za studena (doplnková diskusia).Je potrebné poznamenať, že v prípade vzoriek spracovaných za tepla nebol pozorovaný signál XAS Ce, zatiaľ čo v prípade vzoriek valcovaných za studena bolo pozorované spektrum Ce3+.Pozorovanie Ce škvŕn vo vzorkách valcovaných za studena ukázalo, že Ce sa vyskytuje hlavne vo forme precipitátov.
V tepelne deformovanom SDSS nebola pozorovaná žiadna lokálna štrukturálna zmena v XAS na Fe L2,3 okraji (obr. 2c).Fe matrica však mikroregionálne mení svoj chemický stav v siedmich náhodne vybraných bodoch SDSS valcovaného za studena, ako je znázornené na obr. 2f.Okrem toho, aby sme získali presnú predstavu o zmenách stavu Fe na vybraných miestach na obr. 2f, boli vykonané lokálne povrchové štúdie (obr. 3 a doplnkový obr. 10), v ktorých boli vybrané menšie kruhové oblasti.XAS spektrá hrany Fe L2,3 systémov α-Fe2O3 a oktaedrických oxidov Fe2+ boli modelované výpočtami viacerých kryštálových polí s použitím kryštálových polí 1,0 (Fe2+) a 1,0 (Fe3+)44. Poznamenávame, že α-Fe2O3 a y-Fe2O3 majú rôzne lokálne symetrie45, 46, Fe3O4 má kombináciu Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 ako formálne dvojmocný oxid Fe2+ (3d6). Poznamenávame, že α-Fe2O3 a y-Fe2O3 majú rôzne lokálne symetrie45, 46, Fe3O4 má kombináciu Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 ako formálne dvojmocný oxid Fe2+ (3d6).Všimnite si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 majú rôzne lokálne symetrie45,46, Fe3O4 kombinuje Fe2+ aj Fe3+,47 a FeO45 vo forme formálne dvojmocného oxidu Fe2+ (3d6).Všimnite si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 majú rôzne lokálne symetrie45,46, Fe3O4 má kombináciu Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 pôsobí ako formálny dvojmocný oxid Fe2+ (3d6).Všetky Fe3+ ióny v α-Fe2O3 majú iba Oh polohy, kým γ-Fe2O3 je zvyčajne reprezentovaný Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3] napr. O4 spinel s voľnými miestami napr.Preto majú ióny Fe3+ v γ-Fe2O3 polohy Td aj Oh.Ako už bolo spomenuté v predchádzajúcej práci,45 hoci je pomer intenzit týchto dvoch odlišný, ich pomer intenzit eg/t2g je ≈1, pričom v tomto prípade je pozorovaný pomer intenzit eg/t2g približne 1. To vylučuje možnosť, že v súčasnej situácii je prítomný iba Fe3+.Ak vezmeme do úvahy prípad Fe3O4 s Fe2+ aj Fe3+, prvá vlastnosť, o ktorej je známe, že má slabšiu (silnejšiu) hranu L3 pre Fe, naznačuje menší (väčší) neobsadený stav t2g.To platí pre Fe2+ (Fe3+), čo ukazuje, že prvý znak zvýšenia naznačuje zvýšenie obsahu Fe2+47.Tieto výsledky ukazujú, že na povrchu kompozitov valcovanom za studena dominuje koexistencia Fe2+ a γ-Fe2O3, α-Fe2O3 a/alebo Fe3O4.
Zväčšené fotoelektrónové termálne zobrazovacie snímky spektier XAS (a, c) a (b, d) prechádzajúce cez okraj Fe L2,3 v rôznych priestorových polohách vo vybraných oblastiach 2 a E na obr.2d.
Získané experimentálne dáta (obr. 4a a doplnkový obr. 11) sú vynesené do grafu a porovnané s dátami pre čisté zlúčeniny 40, 41, 48. Tri rôzne typy experimentálne pozorovaných Fe spektier XAS na L-hrane (XAS-1, XAS-2 a XAS-3: Obr. 4a).Najmä spektrum 2-a (označené ako XAS-1) na Obr. 3b nasledované spektrom 2-b (označené XAS-2) bolo pozorované v celej detekčnej oblasti, zatiaľ čo spektrá ako E-3 boli pozorované na obrázku 3d (označené XAS-3) boli pozorované na špecifických miestach.Na identifikáciu existujúcich valenčných stavov v skúmanej vzorke sa spravidla použili štyri parametre: (1) spektrálne charakteristiky L3 a L2, (2) energetické polohy charakteristík L3 a L2, (3) energetický rozdiel L3-L2., (4) pomer intenzity L2/L3.Podľa vizuálnych pozorovaní (obr. 4a) sú na skúmanom povrchu SDSS prítomné všetky tri zložky Fe, menovite Fe0, Fe2+ a Fe3+.Vypočítaný pomer intenzity L2/L3 tiež indikoval prítomnosť všetkých troch zložiek.
a Simulované XAS spektrá Fe s pozorovanými tromi rôznymi experimentálnymi údajmi (plné čiary XAS-1, XAS-2 a XAS-3 zodpovedajú 2-a, 2-b a E-3 na obr. 2 a 3) Porovnanie , oktaedróny Fe2+, Fe3+ s hodnotami kryštálového poľa 1,0 eV a 1,5 b, experimentálne dáta namerané XAS-1, XAS-2 ) a zodpovedajúcimi optimalizovanými údajmi LCF (plná čierna čiara) a tiež vo forme spektier XAS-3 so štandardmi Fe3O4 (zmiešaný stav Fe) a Fe2O3 (čistý Fe3+).
Na kvantifikáciu zloženia oxidu železa sa použila lineárna kombinácia (LCF) troch štandardov 40, 41, 48.LCF bola implementovaná pre tri vybrané Fe L-hranné XAS spektrá vykazujúce najvyšší kontrast, a to XAS-1, XAS-2 a XAS-3, ako je znázornené na obr. 4b–d.Pre LCF tvarovky sa vo všetkých prípadoch počítalo s 10 % Fe0 z dôvodu, že sme vo všetkých údajoch pozorovali malú lištu a tiež z dôvodu, že hlavnou zložkou ocele je kovové železo. Skúšobná hĺbka X-PEEM pre Fe (~ 6 nm)49 je skutočne väčšia ako odhadovaná hrúbka oxidačnej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detekciu signálu zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou. Skúšobná hĺbka X-PEEM pre Fe (~ 6 nm)49 je skutočne väčšia ako odhadovaná hrúbka oxidačnej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detekciu signálu zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou. Действительно, пробная глубина x-peem для Fe (~ 6 н) оляет обнаружить сигнал оелелной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Hĺbka X-PEEM sondy pre Fe (~ 6 nm)49 je skutočne väčšia ako predpokladaná hrúbka oxidačnej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detegovať signál zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度弈略> 4 nm赀檣喀渪帖游渁层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 大于 的 氧化 层 厚度 略 略担襼> 4 nm钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信塷 信号 信塷 信号 信塷 俿号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM большле, чемаятреддпиотредд идного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной мыратур. щего слоя. V skutočnosti je hĺbka detekcie Fe (~ 6 nm) 49 pomocou X-PEEM väčšia ako očakávaná hrúbka vrstvy oxidu (mierne > 4 nm), čo umožňuje detekciu signálu zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou. .Boli uskutočnené rôzne kombinácie Fe2+ a Fe3+, aby sa našlo najlepšie možné riešenie pre pozorované experimentálne údaje.Na obr.4b ukazuje spektrum XAS-1 pre kombináciu Fe2+ a Fe3+, kde podiely Fe2+ a Fe3+ boli podobné približne o 45 %, čo naznačuje zmiešané oxidačné stavy Fe.Zatiaľ čo pre spektrum XAS-2 je percento Fe2+ a Fe3+ ~30% a 60%.Fe2+ ​​je menej ako Fe3+.Pomer Fe2+ k Fe3, rovný 1:2, znamená, že Fe3O4 môže vznikať v rovnakom pomere medzi Fe iónmi.Okrem toho pre spektrum XAS-3 sa percento Fe2+ a Fe3+ stáva ~10 % a 80 %, čo naznačuje vyššiu konverziu Fe2+ na Fe3+.Ako bolo uvedené vyššie, Fe3+ môže pochádzať z α-Fe2O3, γ-Fe2O3 alebo Fe3O4.Na pochopenie najpravdepodobnejšieho zdroja Fe3+ sa spektrum XAS-3 vykreslilo s rôznymi štandardmi Fe3+ na obrázku 4e, čo ukazuje podobnosť s oboma štandardmi pri zvažovaní vrcholu B.Avšak intenzita ramenných vrcholov (A: z Fe2+) a pomer intenzity B/A naznačujú, že spektrum XAS-3 je blízke, ale nezhoduje sa so spektrom y-Fe2O3.V porovnaní s objemovým γ-Fe2O3 má vrchol Fe 2p XAS A SDSS mierne vyššiu intenzitu (obr. 4e), čo naznačuje vyššiu intenzitu Fe2+.Aj keď je spektrum XAS-3 podobné spektru γ-Fe2O3, kde je Fe3+ prítomný na pozíciách Oh a Td, identifikácia rôznych valenčných stavov a koordinácia len pozdĺž okraja L2,3 alebo pomeru intenzity L2/L3 zostáva predmetom prebiehajúceho výskumu.diskusia z dôvodu zložitosti rôznych faktorov, ktoré ovplyvňujú výsledné spektrum41.
Okrem vyššie opísaných spektrálnych rozdielov v chemickom stave vybraných oblastí záujmu bola hodnotená aj globálna chemická heterogenita kľúčových prvkov Cr a Fe klasifikáciou všetkých spektier XAS získaných na povrchu vzorky pomocou metódy zhlukovania K-means.Profily okrajov Cr L tvoria dva priestorovo rozložené optimálne zhluky vo vzorkách spracovaných za tepla a za studena znázornených na obr.5. Je zrejmé, že žiadne lokálne štrukturálne zmeny nie sú vnímané ako podobné, pretože dva ťažiská XAS Cr spektier sú porovnateľné.Tieto spektrálne tvary týchto dvoch zhlukov sú takmer totožné s tvarmi zodpovedajúcimi Cr2O342, čo znamená, že vrstvy Cr2O3 sú na SDSS rozmiestnené relatívne rovnomerne.
Cr L K znamená zhluky okrajových oblastí a b sú zodpovedajúce ťažiská XAS.Výsledky porovnania K-priemerov X-PEEM za studena valcovaných SDSS: c Cr L2.3 okrajová oblasť K-priemerov zhlukov a d zodpovedajúce XAS centroidy.
Na ilustráciu zložitejších máp hrán FeL sa použili štyri a päť optimalizovaných zhlukov a ich pridružené ťažiská (spektrálne profily) pre vzorky opracované za tepla a vzorky valcované za studena.Preto percentuálny podiel (%) Fe2+ a Fe3+ možno získať prispôsobením LCF znázornenému na obr.Pseudoelektródový potenciál Epseudo ako funkcia Fe0 sa použil na odhalenie mikrochemickej nehomogenity povrchového oxidového filmu.Epseudo sa zhruba odhaduje podľa pravidla miešania,
kde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) sa rovná \(\rm{Fe} + 2e^ – \ až \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 a 0,036 V, v tomto poradí.Oblasti s nižším potenciálom majú vyšší obsah zlúčeniny Fe3+.Rozloženie potenciálu v tepelne deformovaných vzorkách má vrstvený charakter s maximálnou zmenou asi 0,119 V (obr. 6a, b).Toto rozloženie potenciálu úzko súvisí s topografiou povrchu (obr. 6a).Neboli pozorované žiadne iné zmeny závislé od polohy v podložnom laminárnom interiéri (obr. 6b).Naopak, pre spojenie odlišných oxidov s rôznym obsahom Fe2+ a Fe3+ v SDSS valcovanom za studena možno pozorovať nerovnomerný charakter pseudopotenciálu (obr. 6c, d).Oxidy Fe3+ a/alebo (oxy)hydroxidy sú hlavnými zložkami hrdze v oceli a sú priepustné pre kyslík a vodu50.V tomto prípade sa ostrovy bohaté na Fe3+ považujú za lokálne rozšírené a možno ich považovať za korodované oblasti.Zároveň môže byť ako indikátor lokalizácie aktívnych miest korózie použitý skôr gradient v poli potenciálu ako absolútna hodnota potenciálu.Táto nerovnomerná distribúcia Fe2+ a Fe3+ na povrchu za studena valcovaného SDSS môže zmeniť lokálnu chémiu a poskytnúť praktickejšiu aktívnu plochu povrchu počas rozkladu oxidového filmu a koróznych reakcií, čo umožňuje, aby základná kovová matrica pokračovala v korózii, čo vedie k vnútornej heterogenite.vlastnosti a znižujú ochranné vlastnosti pasivačnej vrstvy.
K-znamená zhluky a zodpovedajúce XAS centroidy v Fe L2.3 okrajovej oblasti za tepla deformovaného X-PEEM ac a df za studena valcovaného SDSS.a, d K-znamená zhlukové grafy prekryté na snímkach X-PEEM.Vypočítaný pseudoelektródový potenciál (Epseudo) je uvedený spolu s K-priemerným klastrovým grafom.Jas obrazu X-PEEM, ako je farba na obr. 2, je úmerný intenzite absorpcie röntgenového žiarenia.
Relatívne jednotný Cr, ale odlišný chemický stav Fe vedie k rôznym poškodeniam oxidového filmu a koróznym vzorom v Ce-2507 spracovanom za tepla a za studena.Táto vlastnosť za studena valcovaného Ce-2507 bola dobre študovaná.S ohľadom na tvorbu oxidov a hydroxidov Fe v okolitom vzduchu pri tejto takmer neutrálnej práci sú reakcie nasledovné:
Vyššie uvedené reakcie sa vyskytujú v nasledujúcich scenároch na základe analýzy X-PEEM.Malé rameno zodpovedajúce Fe0 je spojené so základným kovovým železom.Reakcia kovového Fe s prostredím vedie k vytvoreniu vrstvy Fe(OH)2 (rovnica (5)), ktorá zosilňuje signál Fe2+ vo Fe L-hrane XAS.Dlhodobé vystavenie vzduchu môže viesť k tvorbe oxidov Fe3O4 a/alebo Fe2O3 po Fe(OH)252,53.V ochrannej vrstve bohatej na Cr3+ sa môžu vytvoriť aj dve stabilné formy Fe, Fe3O4 a Fe2O3, z ktorých Fe3O4 uprednostňuje rovnomernú a lepkavú štruktúru.Prítomnosť oboch vedie k zmiešaným oxidačným stavom (XAS-1 spektrum).Spektrum XAS-2 zodpovedá hlavne Fe3O4.Zatiaľ čo pozorovanie XAS-3 spektier na niekoľkých miestach ukázalo úplnú konverziu na y-Fe2O3.Pretože hĺbka prieniku rozvinutých röntgenových lúčov je asi 50 nm, signál zo spodnej vrstvy vedie k vyššej intenzite vrcholu A.
XPA spektrum ukazuje, že Fe zložka v oxidovom filme má vrstvenú štruktúru kombinovanú s vrstvou Cr oxidu.Na rozdiel od znakov pasivácie v dôsledku lokálnej nehomogenity Cr2O3 pri korózii, napriek rovnomernej vrstve Cr2O3 v tejto práci je v tomto prípade pozorovaná nízka korózna odolnosť, najmä u vzoriek valcovaných za studena.Pozorované správanie možno chápať ako heterogenitu chemického oxidačného stavu v hornej vrstve (Fe), ktorý ovplyvňuje korózne vlastnosti.Vďaka rovnakej stechiometrii hornej vrstvy (oxid železa) a spodnej vrstvy (oxid chrómu)52,53 lepšia interakcia (adhézia) medzi nimi vedie k pomalému transportu iónov kovu alebo kyslíka v mriežke, čo zase vedie k zvýšeniu odolnosti proti korózii.Preto je kontinuálny stechiometrický pomer, tj jeden oxidačný stav Fe, výhodnejší ako náhle stechiometrické zmeny.Tepelne deformovaný SDSS má rovnomernejší povrch, hustejšiu ochrannú vrstvu a lepšiu odolnosť proti korózii.Zatiaľ čo v prípade SDSS valcovaného za studena prítomnosť ostrovčekov bohatých na Fe3+ pod ochrannou vrstvou narúša integritu povrchu a spôsobuje galvanickú koróziu s blízkym substrátom, čo vedie k prudkému poklesu Rp (tabuľka 1).Spektrum EIS a jeho odolnosť proti korózii sú znížené.Je vidieť, že lokálna distribúcia ostrovčekov bohatých na Fe3+ v dôsledku plastickej deformácie ovplyvňuje hlavne odolnosť proti korózii, čo je v tejto práci prelomové.Táto štúdia teda predstavuje spektroskopické mikroskopické snímky zníženia koróznej odolnosti vzoriek SDSS študovaných metódou plastickej deformácie.
Okrem toho, hoci legovanie vzácnych zemín v dvojfázových oceliach vykazuje lepší výkon, interakcia tohto prídavného prvku s individuálnou matricou ocele z hľadiska korózneho správania podľa spektroskopickej mikroskopie zostáva nepolapiteľná.Výskyt signálov Ce (cez XAS M-hrany) sa objavuje iba na niekoľkých miestach počas valcovania za studena, ale zmizne počas deformácie SDSS za tepla, čo naznačuje skôr lokálne vyzrážanie Ce v matrici ocele ako homogénne legovanie.Aj keď sa výrazne nezlepšujú mechanické vlastnosti SDSS6, 7, prítomnosť prvkov vzácnych zemín znižuje veľkosť inklúzií a predpokladá sa, že inhibuje pitting v počiatočnej oblasti54.
Na záver táto práca odhaľuje vplyv povrchovej heterogenity na koróziu 2507 SDSS modifikovaného cérom kvantifikáciou chemického obsahu zložiek nanometrov.Na otázku, prečo nehrdzavejúca oceľ koroduje aj pod ochrannou vrstvou oxidu odpovedáme kvantifikáciou jej mikroštruktúry, povrchovej chémie a spracovania signálu pomocou zhlukovania K-means.Zistilo sa, že ostrovy bohaté na Fe3+, vrátane ich oktaedrickej a tetraedrickej koordinácie pozdĺž celého znaku zmiešaného Fe2+/Fe3+, sú zdrojom poškodenia a korózie za studena valcovaného oxidového filmu SDSS.Nanoostrovy, v ktorých dominuje Fe3+, vedú k zlej odolnosti voči korózii aj v prítomnosti dostatočnej stechiometrickej pasivačnej vrstvy Cr2O3.Okrem metodologického pokroku pri určovaní vplyvu chemickej heterogenity nanometrov na koróziu sa očakáva, že prebiehajúca práca inšpiruje inžinierske procesy na zlepšenie odolnosti nehrdzavejúcich ocelí proti korózii počas výroby ocele.
Na prípravu ingotu Ce-2507 SDSS použitého v tejto štúdii sa zmiešaná kompozícia obsahujúca predzliatinu Fe-Ce utesnená rúrkou z čistého železa roztavila v 150 kg strednofrekvenčnej indukčnej peci na výrobu roztavenej ocele a naliala do formy.Namerané chemické zloženia (hmotn. %) sú uvedené v doplnkovej tabuľke 2. Ingoty sa najskôr za tepla kujú do blokov.Potom sa žíhala pri 1050 °C počas 60 minút, aby sa získala oceľ v stave tuhého roztoku, a potom sa prudko ochladila vo vode na teplotu miestnosti.Študované vzorky boli podrobne študované pomocou TEM a DOE na štúdium fáz, veľkosti zŕn a morfológie.Podrobnejšie informácie o vzorkách a výrobnom procese nájdete v iných zdrojoch6,7.
Valcové vzorky (φ10 mm × 15 mm) na lisovanie za tepla boli spracované tak, aby os valca bola rovnobežná so smerom deformácie bloku.Vysokoteplotná kompresia sa uskutočňovala pri rôznych teplotách v rozsahu 1000-1150 °C pomocou tepelného simulátora Gleeble-3800 pri konštantnej rýchlosti deformácie v rozsahu 0,01-10 s-1.Pred deformáciou boli vzorky zahrievané rýchlosťou 10 °C s-1 počas 2 minút pri zvolenej teplote, aby sa eliminoval teplotný gradient.Po dosiahnutí rovnomernosti teploty bola vzorka deformovaná na skutočnú hodnotu deformácie 0,7.Po deformácii boli vzorky okamžite ochladené vodou, aby sa zachovala deformovaná štruktúra.Vytvrdená vzorka sa potom odreže rovnobežne so smerom kompresie.Pre túto konkrétnu štúdiu sme vybrali vzorku s deformáciou za tepla 1050 °C, 10 s-1, pretože pozorovaná mikrotvrdosť bola vyššia ako u iných vzoriek7.
Masívne (80 × 10 × 17 mm3) vzorky tuhého roztoku Ce-2507 boli použité v trojfázovom asynchrónnom dvojvalcovom mlyne LG-300 s najlepšími mechanickými vlastnosťami spomedzi všetkých ostatných úrovní deformácie6.Rýchlosť deformácie a redukcia hrúbky pre každú dráhu sú 0,2 m·s-1 a 5 %, v tomto poradí.
Elektrochemická pracovná stanica Autolab PGSTAT128N sa použila na elektrochemické merania SDSS po valcovaní za studena na 90 % zmenšenie hrúbky (1,0 ekvivalent skutočného napätia) a po lisovaní za tepla pri 1050 °C počas 10 s-1 na skutočné napätie 0,7.Pracovná stanica má trojelektródový článok s nasýtenou kalomelovou elektródou ako referenčnou elektródou, grafitovou protielektródou a vzorkou SDSS ako pracovnou elektródou.Vzorky boli narezané na valce s priemerom 11,3 mm, na boky ktorých boli priletované medené drôty.Vzorky sa potom fixovali epoxidom, pričom ako pracovná elektróda zostala otvorená pracovná plocha 1 cm2 (spodná strana valcovej vzorky).Pri vytvrdzovaní epoxidu a následnom brúsení a leštení buďte opatrní, aby nedošlo k prasknutiu.Pracovné plochy boli zbrúsené a vyleštené diamantovou leštiacou suspenziou s veľkosťou častíc 1 μm, umyté destilovanou vodou a etanolom a vysušené na studenom vzduchu.Pred elektrochemickými meraniami boli vyleštené vzorky vystavené vzduchu niekoľko dní, aby sa vytvoril prirodzený oxidový film.Vodný roztok FeCl3 (6,0 hm%), stabilizovaný na pH = 1,0 ± 0,01 s HCl podľa odporúčaní ASTM, sa používa na urýchlenie korózie nehrdzavejúcej ocele55, pretože je korozívny v prítomnosti chloridových iónov so silnou oxidačnou schopnosťou a nízkym pH Environmentálne normy G48 a A923.Pred vykonaním akýchkoľvek meraní ponorte vzorku do testovacieho roztoku na 1 hodinu, aby ste dosiahli takmer rovnovážny stav.Pre vzorky v tuhom roztoku, za tepla tvarované a za studena valcované vzorky sa merania impedancie uskutočňovali pri potenciáloch otvoreného obvodu (OPC) 0,39, 0,33 a 0,25 V vo frekvenčnom rozsahu od 1 105 do 0,1 Hz s amplitúdou 5 mV.Všetky chemické testy sa opakovali aspoň 3-krát za rovnakých podmienok, aby sa zabezpečila reprodukovateľnosť údajov.
Pre merania HE-SXRD sa merali obdĺžnikové duplexné oceľové bloky s rozmermi 1 × 1 × 1,5 mm3, aby sa kvantifikovalo zloženie fázy lúča vysokoenergetického wigglera Brockhouse v CLS, Kanada56.Zber údajov sa uskutočnil v Debye-Scherrerovej geometrii alebo transmisnej geometrii pri izbovej teplote.Vlnová dĺžka röntgenového žiarenia kalibrovaného kalibrátorom LaB6 je 0,212561 Å, čo zodpovedá 58 keV, čo je oveľa viac ako vlnová dĺžka Cu Ka (8 keV), ktorá sa bežne používa ako laboratórny zdroj röntgenového žiarenia.Vzorka bola umiestnená vo vzdialenosti 740 mm od detektora.Detekčný objem každej vzorky je 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ktorý je určený veľkosťou lúča a hrúbkou vzorky.Všetky údaje boli zhromaždené pomocou plošného detektora Perkin Elmer, plochého röntgenového detektora, 200 um pixelov, 40 x 40 cm2 s použitím expozičného času 0,3 s a 120 snímok.
Merania X-PEEM dvoch vybraných modelových systémov boli realizované na koncovej stanici Beamline MAXPEEM PEEM v laboratóriu MAX IV (Lund, Švédsko).Vzorky boli pripravené rovnakým spôsobom ako pri elektrochemických meraniach.Pripravené vzorky sa niekoľko dní udržiavali na vzduchu a pred ožiarením synchrotrónovými fotónmi sa odplynili v komore s ultravysokým vákuom.Energetické rozlíšenie čiary lúča sa získalo meraním spektra výťažku iónov v excitačnej oblasti od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) blízko hv = 401 eV v N2 so závislosťou energie fotónu od E3/2 , 57. Aproximačné spektrá poskytli ΔE (šírku čiary) spektrálneho rozsahu asi .eV. Preto bolo energetické rozlíšenie lúčovej línie odhadnuté na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s použitím modifikovaného monochromátora SX-700 s mriežkou Si 1200-riadok mm-1 pre hranu Fe 2p L2,N4p3, okraj, Cr2. . Preto bolo energetické rozlíšenie lúčovej línie odhadnuté na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s použitím modifikovaného monochromátora SX-700 s mriežkou Si 1200-riadok mm-1 pre hranu Fe 2p L2.3, hranu Nip3, hranu Cr2. . Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700,00 эпе 700,03 > ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора монохроматора SX-700 с решетком Si 12мреткой ромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 a кромка Ce M4,5. Energetické rozlíšenie kanála lúča bolo teda odhadnuté ako E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 f/s s použitím modifikovaného monochromátora SX-700 so Si mriežkou 1200 riadkov/mm pre Fe hranu 2p L2 ,3, L32 hranu Cep 2p.4.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，逿2过0有䨺通带忇0 mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p 、Ni 2p〘4 边C缘蒂嘾,4C 缀蒂嘾,4C用于因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 20 榸榸0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边P L2.3 边 L2.3 边Ce M4.5 边缘.Teda pri použití upraveného monochromátora SX-700 s 1200 riadkovou Si mriežkou.3, Cr hrana 2p L2.3, Ni hrana 2p L2.3 a Ce hrana M4.5.Skenujte energiu fotónu v krokoch po 0,2 eV.Pri každej energii sa snímky PEEM zaznamenali pomocou detektora CMOS s vláknom TVIPS F-216 s 2 x 2 zásobníkmi, ktorý poskytuje rozlíšenie 1024 × 1024 pixelov v zornom poli 20 µm.Expozičný čas obrázkov bol 0,2 s, v priemere 16 snímok.Energia fotoelektrónového obrazu je zvolená tak, aby poskytovala maximálny sekundárny elektrónový signál.Všetky merania sa uskutočňovali pri kolmom dopade pomocou lineárne polarizovaného fotónového lúča.Viac informácií o meraniach možno nájsť v predchádzajúcej štúdii.Po preštudovaní režimu detekcie celkového výťažku elektrónov (TEY) a jeho aplikácii v X-PEEM49 sa odhaduje, že skúšobná hĺbka tejto metódy je približne 4-5 nm pre signál Cr a približne 6 nm pre Fe.Hĺbka Cr je veľmi blízka hrúbke oxidového filmu (~4 nm)60,61, zatiaľ čo hĺbka Fe je väčšia ako hrúbka.XRD zhromaždené na okraji Fe L je zmesou XRD oxidov železa a FeO z matrice.V prvom prípade intenzita emitovaných elektrónov pochádza zo všetkých možných typov elektrónov, ktoré prispievajú k TEY.Avšak signál z čistého železa vyžaduje vyššiu kinetickú energiu, aby elektróny prešli cez vrstvu oxidu na povrch a boli zachytené analyzátorom.V tomto prípade je signál Fe0 spôsobený hlavne LVV Augerovými elektrónmi, ako aj sekundárnymi elektrónmi, ktoré emitujú.Okrem toho intenzita TEY, ktorou tieto elektróny prispievajú, sa rozpadá počas cesty úniku elektrónov, čo ďalej znižuje spektrálnu odozvu Fe0 v mape železa XAS.
Integrácia dolovania údajov do dátovej kocky (údaje X-PEEM) je kľúčovým krokom pri získavaní relevantných informácií (chemických alebo fyzikálnych vlastností) v multidimenzionálnom prístupe.Klastrovanie K-means sa široko používa v niekoľkých oblastiach vrátane strojového videnia, spracovania obrazu, rozpoznávania vzorov bez dozoru, umelej inteligencie a klasifikačnej analýzy.Napríklad zhlukovanie K-means fungovalo dobre pri zhlukovaní údajov hyperspektrálnych obrázkov.V zásade platí, že pre dáta s viacerými funkciami ich môže algoritmus K-means ľahko zoskupiť na základe informácií o ich atribútoch (vlastnosti fotónovej energie).Klastrovanie K-means je iteračný algoritmus na delenie údajov do K neprekrývajúcich sa skupín (klastrov), kde každý pixel patrí do špecifického zhluku v závislosti od priestorového rozloženia chemickej nehomogenity v mikroštruktúrnom zložení ocele.Algoritmus K-means zahŕňa dve fázy: v prvej fáze sa vypočíta K ťažísk a v druhej fáze je každému bodu priradený zhluk so susednými ťažiskami.Ťažisko klastra je definované ako aritmetický priemer údajových bodov (spektrum XAS) pre daný klaster.Existujú rôzne vzdialenosti na definovanie susedných ťažísk ako euklidovskej vzdialenosti.Pre vstupný obrázok px,y (kde x a y sú rozlíšenie v pixeloch) je CK ťažisko klastra;tento obrázok možno potom segmentovať (zoskupovať) do K zhlukov pomocou K-means63.Posledné kroky klastrovacieho algoritmu K-means sú:
Krok 2. Vypočítajte príslušnosť všetkých pixelov podľa aktuálneho ťažiska.Napríklad sa vypočíta z euklidovskej vzdialenosti d medzi stredom a každým pixelom:
Krok 3 Priraďte každý pixel najbližšiemu ťažisku.Potom prepočítajte polohy ťažísk K takto:
Krok 4. Opakujte postup (rovnice (7) a (8)), kým sa ťažiská nezblížia.Konečné výsledky kvality klastrovania silne korelujú s najlepším výberom počiatočných ťažísk.Pre dátovú štruktúru PEEM oceľových obrázkov je zvyčajne X (x × y × λ) kockou údajov 3D poľa, zatiaľ čo osi x a y predstavujú priestorové informácie (rozlíšenie pixelov) a os λ zodpovedá fotónu.energetický spektrálny obraz.Algoritmus K-means sa používa na skúmanie oblastí záujmu v údajoch X-PEEM oddelením pixelov (zhlukov alebo podblokov) podľa ich spektrálnych vlastností a extrakciou najlepších centroidov (spektrálne profily XAS) pre každý analyt.klaster).Používa sa na štúdium priestorovej distribúcie, lokálnych spektrálnych zmien, oxidačného správania a chemických stavov.Napríklad klastrovací algoritmus K-means sa použil pre oblasti Fe L-hrana a Cr L-hrana v X-PEEM spracovanom za tepla a valcovanom za studena.Na nájdenie optimálnych zhlukov a centroidov sa testovalo rôzne množstvo K zhlukov (oblastí mikroštruktúry).Keď sa zobrazia tieto čísla, pixely sa znova priradia k zodpovedajúcim ťažiskám klastra.Každé rozloženie farieb zodpovedá stredu zhluku, čo ukazuje priestorové usporiadanie chemických alebo fyzikálnych objektov.Extrahované centroidy sú lineárne kombinácie čistých spektier.
Údaje podporujúce výsledky tejto štúdie sú dostupné na základe primeranej žiadosti od príslušného autora WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváranej duplexnej nehrdzavejúcej ocele. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváranej duplexnej nehrdzavejúcej ocele. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváranej duplexnej nehrdzavejúcej ocele. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Seurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváraných duplexných nehrdzavejúcich ocelí.Británia.Zlomková časť.srsť.73, 377-390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Odolnosť proti korózii duplexných nehrdzavejúcich ocelí vo vybraných organických kyselinách a prostrediach organických kyselín/chloridov. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Odolnosť proti korózii duplexných nehrdzavejúcich ocelí vo vybraných organických kyselinách a prostrediach organických kyselín/chloridov.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.a Van Der Merwe, J. Odolnosť duplexných nehrdzavejúcich ocelí proti korózii v prostrediach s niektorými organickými kyselinami a organickými kyselinami/chloridmi. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nehrdzavejúca oceľ在特定的organic酸和organic酸/chlórované prostredie的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.a Van Der Merwe, J. Odolnosť duplexných nehrdzavejúcich ocelí proti korózii vo vybraných prostrediach organických kyselín a organických kyselín/chloridov.konzervačný prostriedok.Materials Methods 57, 107-117 (2010).
Barrera, S. a kol.Korózno-oxidačné správanie duplexných zliatin Fe-Al-Mn-C.Materiály 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nová generácia super duplexných ocelí pre zariadenia na výrobu plynu a ropy. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nová generácia super duplexných ocelí pre zariadenia na výrobu plynu a ropy.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generácia super duplexných ocelí pre zariadenia na výrobu ropy a plynu.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generácia super duplexných ocelí pre zariadenia na výrobu plynu a ropy.Webinár E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Výskum správania pri deformácii za tepla duplexnej nehrdzavejúcej ocele triedy 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Výskum správania pri deformácii za tepla duplexnej nehrdzavejúcej ocele triedy 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержа7рию дуплексной нержа7рею . Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Štúdia správania pri deformácii za tepla duplexnej nehrdzavejúcej ocele typu 2507.Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. a Utaisansuk, V. Skúmanie správania pri deformácii za tepla duplexnej nehrdzavejúcej ocele typu 2507.Kovové.Alma mater.tranz.48, 95 – 108 (2017).
Zhou, T. a kol.Vplyv riadeného valcovania za studena na mikroštruktúru a mechanické vlastnosti cérom modifikovanej superduplexnej nehrdzavejúcej ocele SAF 2507.Alma mater.veda.Británia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. a kol.Štrukturálne a mechanické vlastnosti vyvolané tepelnou deformáciou cérom modifikovanej superduplexnej nehrdzavejúcej ocele SAF 2507.J. Alma mater.zásobná nádrž.technológie.9, 8379 – 8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na oxidačné správanie austenitickej ocele pri vysokej teplote. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na oxidačné správanie austenitickej ocele pri vysokej teplote.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. a Zheng K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na správanie austenitickej ocele pri oxidácii pri vysokej teplote. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. a Zheng K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na správanie austenitických ocelí pri oxidácii pri vysokej teplote.koros.veda.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Účinky Ce na mikroštruktúru a vlastnosti superferitických nehrdzavejúcich ocelí 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Účinky Ce na mikroštruktúru a vlastnosti superferitických nehrdzavejúcich ocelí 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. a Sun S. Vplyv Se na mikroštruktúru a vlastnosti superferitických nehrdzavejúcich ocelí 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的傱影博 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Vplyv Ce na mikroštruktúru a vlastnosti 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ocele z nehrdzavejúcej ocele. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. i. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Vplyv Ce na mikroštruktúru a vlastnosti superferitickej nehrdzavejúcej ocele 27Cr-3,8Mo-2Ni.Železný znak.Steelmak 47, 67–76 (2020).