Faleminderit që vizituat Nature.com. Versioni i shfletuesit që po përdorni ka mbështetje të kufizuar CSS. Për përvojën më të mirë, ne ju rekomandojmë të përdorni një shfletues të përditësuar (ose të çaktivizoni Modalitetin e Përputhshmërisë në Internet Explorer). Ndërkohë, për të siguruar mbështetje të vazhdueshme, ne do ta paraqesim faqen pa stile dhe JavaScript.
Çeliku inox i përdorur gjerësisht dhe versionet e tij të farkëtuara janë rezistentë ndaj korrozionit në kushte ambienti për shkak të shtresës së pasivizimit që përbëhet nga oksidi i kromit. Korrozioni dhe erozioni i çelikut tradicionalisht shoqërohet me shkatërrimin e këtyre shtresave, por rrallë në nivel mikroskopik, varësisht nga origjina e jo-homogjenitetit të sipërfaqes. Në këtë punim, heterogjeniteti kimik i sipërfaqes në shkallë nano i zbuluar nga mikroskopia spektroskopike dhe analiza kimiometrike dominon papritur dekompozimin dhe korrozionin e çelikut inox super dupleks të modifikuar me cerium të mbështjellë në të ftohtë 2507 (SDSS) gjatë sjelljes së tij të deformimit të nxehtë. Nga ana tjetër. Megjithëse mikroskopia fotoelektronike me rreze X tregoi mbulim relativisht uniform të shtresës natyrore Cr2O3, SDSS i mbështjellë në të ftohtë tregoi rezultate të dobëta të pasivizimit për shkak të shpërndarjes së lokalizuar të nanoshiljeve të pasura me Fe3+ në shtresën e oksidit Fe/Cr. Kjo njohuri në nivelin atomik ofron një kuptim të thellë të korrozionit të çelikut inox dhe pritet të ndihmojë në luftimin e korrozionit të metaleve të ngjashme me aliazh të lartë.
Që nga shpikja e çelikut inox, rezistenca ndaj korrozionit të lidhjeve të ferrokromit i është atribuar kromit, i cili formon një oksid/oksihidroksid të fortë që shfaq sjellje pasivizuese në shumicën e mjediseve. Krahasuar me çelikët inox konvencionalë (austenitikë dhe feritikë), çelikët inox super dupleks (SDSS) me rezistencë më të mirë ndaj korrozionit kanë veti mekanike superiore1,2,3. Fortësia mekanike e rritur lejon dizajne më të lehta dhe më kompakte. Në të kundërt, SDSS ekonomik ka rezistencë të lartë ndaj korrozionit të gropëzave dhe çarjeve, duke rezultuar në një jetëgjatësi më të gjatë shërbimi dhe aplikime më të gjera në kontrollin e ndotjes, kontejnerët kimikë dhe industrinë e naftës dhe gazit në det të hapur4. Megjithatë, diapazoni i ngushtë i temperaturave të trajtimit termik dhe formueshmëria e dobët pengojnë zbatimin e tij të gjerë praktik. Prandaj, SDSS është modifikuar për të përmirësuar vetitë e mësipërme. Për shembull, modifikimi i Ce dhe shtesat e larta të N6, 7, 8 u prezantuan në SDSS 2507 (Ce-2507). Një përqendrim i përshtatshëm prej 0.08% në peshë i elementit të rrallë të tokës (Ce) ka një efekt të dobishëm në vetitë mekanike të DSS-së, pasi përmirëson rafinimin e kokrrizave dhe rezistencën në kufirin e kokrrizave. Rezistenca ndaj konsumimit dhe korrozionit, rezistenca në tërheqje dhe rezistenca në rrjedhje, si dhe përpunimi në të nxehtë janë përmirësuar gjithashtu9. Sasi të mëdha të azotit mund të zëvendësojnë përmbajtjen e shtrenjtë të nikelit, duke e bërë SDSS-në më efektive nga ana e kostos10.
Kohët e fundit, SDSS është deformuar plastikisht në temperatura të ndryshme (temperaturë të ulët, të ftohtë dhe të nxehtë) për të arritur veti të shkëlqyera mekanike6,7,8. Megjithatë, rezistenca e shkëlqyer ndaj korrozionit e SDSS është për shkak të pranisë së një filmi të hollë oksidi në sipërfaqe, i cili ndikohet nga shumë faktorë, siç është prania e shumë fazave me kufij të ndryshëm të kokrrizave, precipitatet e padëshiruara dhe reaksionet e ndryshme. Mikrostruktura e brendshme jo-homogjene e fazave të ndryshme austenitike dhe ferritike është deformuar7. Prandaj, studimi i vetive të mikrodomena-s së filmave të tillë në nivelin e strukturës elektronike është me rëndësi vendimtare për të kuptuar korrozionin e SDSS dhe kërkon teknika komplekse eksperimentale. Deri më tani, metodat e ndjeshme ndaj sipërfaqes si spektroskopia e elektroneve Auger11 dhe spektroskopia e fotoelektroneve me rreze X12,13,14,15, si dhe sistemi i fotoelektroneve të forta me rreze X dallojnë, por shpesh dështojnë të ndajnë, gjendjet kimike të të njëjtit element në pika të ndryshme në hapësirë ​​në nanoshkalë. Disa studime të kohëve të fundit kanë lidhur oksidimin lokal të kromit me sjelljen e vëzhguar të korrozionit të 17 çelikëve inox austenitikë, 18 çelikëve inox martensitikë dhe SDSS 19, 20. Megjithatë, këto studime janë përqendruar kryesisht në efektin e heterogjenitetit të Cr (p.sh., gjendja e oksidimit Cr3+) në rezistencën ndaj korrozionit. Heterogjeniteti anësor në gjendjet e oksidimit të elementeve mund të shkaktohet nga komponime të ndryshme me të njëjtët elementë përbërës, siç janë oksidet e hekurit. Këto komponime trashëgojnë një madhësi të vogël të përpunuar termomekanikisht afër njëra-tjetrës, por ndryshojnë në përbërje dhe gjendje oksidimi 16,21. Prandaj, zbulimi i shkatërrimit të filmave të oksidit dhe më pas nxjerrja e gropave kërkon një kuptim të johomogjenitetit sipërfaqësor në nivelin mikroskopik. Pavarësisht këtyre kërkesave, vlerësimet sasiore si heterogjeniteti i oksidimit anësor, veçanërisht i hekurit në shkallën nano/atomike, ende mungojnë dhe rëndësia e tyre për rezistencën ndaj korrozionit mbetet e paeksploruar. Deri kohët e fundit, gjendja kimike e elementëve të ndryshëm, siç janë Fe dhe Ca, përshkruhej në mënyrë sasiore në mostrat e çelikut duke përdorur mikroskopinë fotoelektronike të butë me rreze X (X-PEEM) në mjediset e rrezatimit sinkrotron në shkallë nano. I kombinuar me teknikat e spektroskopisë së absorbimit me rreze X (XAS) kimikisht të ndjeshme, X-PEEM mundëson matjen e XAS me rezolucion të lartë hapësinor dhe spektral, duke ofruar informacion kimik rreth përbërjes elementare dhe gjendjes së saj kimike me rezolucion hapësinor deri në shkallën nanometrike 23. Ky vëzhgim spektroskopik i vendit të inicimit nën mikroskop lehtëson eksperimentet kimike lokale dhe mund të demonstrojë në mënyrë hapësinore ndryshime kimike të paeksploruara më parë në shtresën e Fe.
Ky studim zgjeron avantazhet e PEEM në zbulimin e ndryshimeve kimike në nanoskalë dhe paraqet një metodë të thellë të analizës sipërfaqësore në nivel atomik për të kuptuar sjelljen e korrozionit të Ce-2507. Ai përdor të dhëna kimiometrike të grumbullit K-means24 për të hartëzuar përbërjen kimike globale (heterogjenitetin) e elementëve të përfshirë, me gjendjet e tyre kimike të paraqitura në një përfaqësim statistikor. Ndryshe nga rasti tradicional i korrozionit të shkaktuar nga zbërthimi i filmit të oksidit të kromit, pasivizimi i dobët aktual dhe rezistenca e dobët ndaj korrozionit i atribuohen nanoishujve të pasur me Fe3+ të lokalizuar pranë shtresës së oksidit Fe/Cr, të cilat mund të jenë rezultat i oksideve mbrojtëse. Në vendin e zbërthimit, formohet një film që shkakton korrozion.
Sjellja korrozive e SDSS 2507 të deformuar u vlerësua fillimisht duke përdorur matje elektrokimike. Në fig. Figura 1 tregon kurbat Nyquist dhe Bode për mostrat e zgjedhura në tretësira ujore acidike (pH = 1) të FeCl3 në temperaturën e dhomës. Elektroliti i zgjedhur vepron si një agjent i fortë oksidues, duke karakterizuar tendencën e filmit të pasivizimit për t'u prishur. Megjithëse materiali nuk iu nënshtrua gropëzimit të qëndrueshëm në temperaturën e dhomës, këto analiza dhanë një pasqyrë të ngjarjeve të mundshme të dështimit dhe proceseve pas korrozionit. Qarku ekuivalent (Fig. 1d) u përdor për të përshtatur spektrat e spektroskopisë së impedancës elektrokimike (EIS), dhe rezultatet përkatëse të përshtatjes tregohen në Tabelën 1. Gjysmërretha të paplotë u shfaqën gjatë testimit të mostrave të trajtuara me tretësirë ​​dhe të punuara në të nxehtë, ndërsa gjysmërrethat përkatës të kompresuar u petëzuan në të ftohtë (Fig. 1b). Në spektrin EIS, rrezja e gjysmërrethit mund të konsiderohet si rezistenca e polarizimit (Rp)25,26. Rp e SDSS-së së trajtuar me tretësirë ​​në Tabelën 1 është rreth 135 kΩ cm-2, megjithatë për SDSS-në e përpunuar në të nxehtë dhe të petëzuar në të ftohtë mund të shohim vlera shumë më të ulëta prej përkatësisht 34.7 dhe 2.1 kΩ cm-2. Kjo rënie e ndjeshme e Rp tregon një efekt të dëmshëm të deformimit plastik në pasivizim dhe rezistencë ndaj korrozionit, siç tregohet në raportet e mëparshme 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Diagramet e impedancës dhe fazës së Bode, dhe një model qarku ekuivalent për d, ku RS është rezistenca e elektrolitit, Rp është rezistenca e polarizimit, dhe QCPE është oksidi i elementit fazor konstant i përdorur për të modeluar kapacitetin jo-ideal (n). Matjet EIS u kryen në potencial pa ngarkesë.
Konstantet e rendit të parë tregohen në diagramin Bode dhe platoja e frekuencës së lartë përfaqëson rezistencën e elektrolitit RS26. Ndërsa frekuenca zvogëlohet, impedanca rritet dhe gjendet një kënd negativ i fazës, duke treguar dominimin e kapacitetit. Këndi i fazës rritet, duke ruajtur vlerën e tij maksimale në një diapazon frekuencash relativisht të gjerë, dhe më pas zvogëlohet (Fig. 1c). Megjithatë, në të tre rastet kjo vlerë maksimale është ende më pak se 90°, duke treguar një sjellje kapacitive jo-ideale për shkak të shpërndarjes kapacitive. Kështu, elementi i fazës konstante (CPE) QCPE përdoret për të përfaqësuar shpërndarjen e kapacitetit ndërfaqësor të nxjerrë nga vrazhdësia ose inhomogjeniteti i sipërfaqes, veçanërisht në aspektin e shkallës atomike, gjeometrisë fraktal, porozitetit të elektrodës, potencialit jo-uniform dhe shpërndarjes së rrymës që varet nga sipërfaqja. Gjeometria e elektrodës 31,32. Impedanca CPE:
ku j është numri imagjinar dhe ω është frekuenca këndore. QCPE është një konstante e pavarur nga frekuenca, proporcionale me sipërfaqen aktive të hapur të elektrolitit. n është një numër fuqie pa dimension që përshkruan devijimin nga sjellja ideale kapacitive e një kondensatori, d.m.th., sa më afër n të jetë me 1, aq më afër është CPE me kapacitetin e pastër, dhe nëse n është afër zeros, është rezistencë. Një devijim i vogël i n, afër 1, tregon sjelljen jo-ideale kapacitive të sipërfaqes pas testimit të polarizimit. QCPE e SDSS të petëzuar në të ftohtë është shumë më e lartë se produktet e ngjashme, që do të thotë se cilësia e sipërfaqes është më pak uniforme.
Në përputhje me shumicën e vetive të rezistencës ndaj korrozionit të çelikëve inox, përmbajtja relativisht e lartë e Cr e SDSS në përgjithësi rezulton në rezistencë superiore ndaj korrozionit të SDSS për shkak të pranisë së një filmi oksid mbrojtës pasiv në sipërfaqe17. Ky film pasivizues është zakonisht i pasur me okside dhe/ose hidrokside Cr3+, duke integruar kryesisht okside Fe2+, Fe3+ dhe/ose (oksi)hidrokside33. Pavarësisht të njëjtit uniformitet sipërfaqësor, shtresës së oksidit pasivizues dhe mungesës së një thyerjeje të dukshme në sipërfaqe, siç përcaktohet nga imazhet mikroskopike,6,7 sjellja ndaj korrozionit e SDSS të përpunuar në të nxehtë dhe të petëzuar në të ftohtë është e ndryshme dhe për këtë arsye kërkon studim të thelluar të mikrostrukturës së deformimit dhe karakteristikave strukturore të çelikut.
Mikrostruktura e çelikut inox të deformuar u hetua në mënyrë sasiore duke përdorur rreze X me energji të lartë të brendshme dhe sinkrotron (Figurat Plotësuese 1, 2). Një analizë e detajuar është dhënë në Informacionin Plotësues. Edhe pse kjo korrespondon kryesisht me llojin e fazës kryesore, u gjetën ndryshime në fraksionet vëllimore të fazave, të cilat janë renditur në Tabelën Plotësuese 1. Dallimi mund të jetë për shkak të fraksionit heterogjen të fazës në sipërfaqe dhe fraksionit vëllimor (XRD) që i nënshtrohet thellësisë së ndryshme të zbulimit duke përdorur difraksionin e rrezeve X me burime të ndryshme energjie të fotoneve incidente. Përqindja relativisht më e lartë e austenitit në mostrat e petëzuara në të ftohtë, e përcaktuar nga XRD nga një burim laboratorik, tregon pasivizim më të mirë dhe më pas rezistencë më të mirë ndaj korrozionit35, ndërsa rezultatet më të sakta dhe statistikore tregojnë tendenca të kundërta në përmasat e fazave. Përveç kësaj, rezistenca ndaj korrozionit e çelikut varet gjithashtu nga shkalla e rafinimit të kokrrizave, zvogëlimi i madhësisë së kokrrizave, rritja e mikrodeformimeve dhe dendësia e zhvendosjeve që ndodhin gjatë trajtimit termomekanik36,37,38. Mostrat e përpunuara në të nxehtë shfaqin një natyrë më kokrrizore, që tregon kokrrizat me madhësi mikroni, ndërsa unazat e lëmuara të vërejtura në mostrat e petëzuara në të ftohtë (Fig. 3 plotësuese) tregojnë një rafinim të konsiderueshëm të kokrrizave në nanoshkalë në punën e mëparshme6, e cila duhet të kontribuojë në pasivizimin e filmit, formimin dhe rritjen e rezistencës ndaj korrozionit. Dendësia më e lartë e zhvendosjeve zakonisht shoqërohet me rezistencë më të ulët ndaj gropëzimit, gjë që përputhet mirë me matjet elektrokimike.
Ndryshimet në gjendjet kimike të mikrodomeneve të elementeve elementare janë studiuar në mënyrë sistematike duke përdorur X-PEEM. Pavarësisht bollëkut të elementëve aliazhues, Cr, Fe, Ni dhe Ce39 u zgjodhën këtu sepse Cr është elementi kyç për formimin e filmit të pasivizimit, Fe është elementi kryesor në çelik, dhe Ni rrit pasivizimin dhe balancon strukturën e fazës ferrit-austenitike dhe qëllimin e modifikimit të Ce. Duke rregulluar energjinë e rrezatimit sinkrotron, RAS u vesh nga sipërfaqja me karakteristikat kryesore të Cr (skaji L2.3), Fe (skaji L2.3), Ni (skaji L2.3) dhe Ce (skaji M4.5). formim i nxehtë dhe petëzim i ftohtë Ce-2507 SDSS. Analiza e duhur e të dhënave u krye duke përfshirë kalibrimin e energjisë me të dhënat e publikuara (p.sh. XAS 40, 41 në Fe L2, 3 skaje).
Në fig. Figura 2 tregon imazhe X-PEEM të Ce-2507 SDSS të përpunuar në të nxehtë (Fig. 2a) dhe të petëzuar në të ftohtë (Fig. 2d) dhe skajet përkatëse XAS të Cr dhe Fe L2,3 në vendet e shënuara individualisht. Skaji L2,3 i XAS shqyrton gjendjet 3d të pazëvendësuara pas fotongacmimit të elektroneve në nivelet e ndarjes së spin-orbitës 2p3/2 (skaji L3) dhe 2p1/2 (skaji L2). Informacioni rreth gjendjes së valencës së Cr u mor nga XAS në skajin L2,3 në Fig. 2b, e. Krahasimi me gjyqtarët. 42,43 tregoi se katër maja u vunë re pranë skajit L3, të emërtuara A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) dhe D (582.2 eV), duke reflektuar Cr3+ oktaedrale, që korrespondojnë me jonin Cr2O3. Spektrat eksperimentalë përputhen me llogaritjet teorike të paraqitura në panelet b dhe e, të marra nga llogaritje të shumëfishta të fushës kristalore në ndërfaqen Cr L2.3 duke përdorur një fushë kristalore prej 2.0 eV44. Të dy sipërfaqet e SDSS-së të përpunuar në të nxehtë dhe të petëzuar në të ftohtë janë të veshura me një shtresë relativisht uniforme të Cr2O3.
Një imazh termik X-PEEM i SDSS të deformuar termikisht që korrespondon me skajin b Cr L2.3 dhe skajin c Fe L2.3, imazh termik d X-PEEM i SDSS të petëzuar në të ftohtë që korrespondon me skajin e Cr L2.3 dhe anën e skajit f Fe L2.3 (f). Spektrat XAS janë paraqitur në pozicione të ndryshme hapësinore të shënuara në imazhet termike (a, d), vijat me pika portokalli në (b) dhe (e) përfaqësojnë spektrat XAS të simuluar të Cr3+ me një vlerë të fushës kristalore prej 2.0 eV. Për imazhet X-PEEM, përdorni një paletë termike për të përmirësuar lexueshmërinë e imazhit, ku ngjyrat nga blu në të kuqe janë proporcionale me intensitetin e thithjes së rrezeve X (nga e ulët në të lartë).
Pavarësisht nga mjedisi kimik i këtyre elementëve metalikë, gjendja kimike e shtesave të elementëve aliazhues Ni dhe Ce për të dy mostrat mbeti e pandryshuar. Vizatim shtesë. Figurat 5-9 tregojnë imazhet X-PEEM dhe spektrat përkatës XAS për Ni dhe Ce në pozicione të ndryshme në sipërfaqen e mostrave të përpunuara në të nxehtë dhe të petëzuara në të ftohtë. Ni XAS tregon gjendjet e oksidimit të Ni2+ mbi të gjithë sipërfaqen e matur të mostrave të përpunuara në të nxehtë dhe të petëzuara në të ftohtë (Diskutim Plotësues). Duhet theksuar se, në rastin e mostrave të përpunuara në të nxehtë, sinjali XAS i Ce nuk u vu re, ndërsa në rastin e mostrave të petëzuara në të ftohtë, u vu re spektri i Ce3+. Vëzhgimi i njollave Ce në mostrat e petëzuara në të ftohtë tregoi se Ce shfaqet kryesisht në formën e precipitateve.
Në SDSS-në e deformuar termikisht, nuk u vu re asnjë ndryshim strukturor lokal në XAS në skajin e Fe L2,3 (Fig. 2c). Megjithatë, matrica e Fe ndryshon në mënyrë mikro-rajonale gjendjen e saj kimike në shtatë pika të zgjedhura rastësisht të SDSS-së së petëzuar në të ftohtë, siç tregohet në Fig. 2f. Përveç kësaj, për të marrë një ide të saktë të ndryshimeve në gjendjen e Fe në vendet e zgjedhura në Fig. 2f, u kryen studime sipërfaqësore lokale (Fig. 3 dhe Fig. Plotësuese 10) në të cilat u zgjodhën rajone rrethore më të vogla. Spektrat XAS të skajit Fe L2,3 të sistemeve α-Fe2O3 dhe oksideve oktaedrale Fe2+ u modeluan nga llogaritje të shumëfishta të fushës kristalore duke përdorur fusha kristalore prej 1.0 (Fe2+) dhe 1.0 (Fe3+)44. Vërejmë se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri lokale të ndryshme45,46, Fe3O4 ka kombinim të Fe2+ dhe Fe3+,47, dhe FeO45 si një oksid Fe2+ formalisht dyvalent (3d6). Vërejmë se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri lokale të ndryshme45,46, Fe3O4 ka një kombinim të Fe2+ dhe Fe3+,47, dhe FeO45 si një oksid Fe2+ formalisht dyvalent (3d6).Vini re se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri të ndryshme lokale45,46, Fe3O4 kombinon si Fe2+ ashtu edhe Fe3+,47 dhe FeO45 në formën e oksidit formalisht dyvalent Fe2+ (3d6).Vini re se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri të ndryshme lokale45,46, Fe3O4 ka një kombinim të Fe2+ dhe Fe3+,47 dhe FeO45 vepron si një oksid formal dyvalent Fe2+ (3d6). Të gjitha jonet Fe3+ në α-Fe2O3 kanë vetëm pozicione Oh, ndërsa γ-Fe2O3 zakonisht përfaqësohet nga Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel me vende bosh në pozicionet eg. Prandaj, jonet Fe3+ në γ-Fe2O3 kanë pozicione si Td ashtu edhe Oh. Siç u përmend në një punim të mëparshëm,45 megjithëse raporti i intensitetit të të dyjave është i ndryshëm, raporti i tyre i intensitetit eg/t2g është ≈1, ndërsa në këtë rast raporti i vëzhguar i intensitetit eg/t2g është rreth 1. Kjo përjashton mundësinë që në situatën aktuale të jetë i pranishëm vetëm Fe3+. Duke marrë parasysh rastin e Fe3O4 me Fe2+ dhe Fe3+, karakteristika e parë, e cila dihet se ka një skaj L3 më të dobët (më të fortë) për Fe, tregon një numër më të vogël (më të madh) të gjendjeve t2g të pazënë. Kjo vlen për Fe2+ (Fe3+), gjë që tregon se karakteristika e parë e rritjes tregon një rritje në përmbajtjen e Fe2+47. Këto rezultate tregojnë se bashkëjetesa e Fe2+ dhe γ-Fe2O3, α-Fe2O3 dhe/ose Fe3O4 dominon në sipërfaqen e petëzuar në të ftohtë të kompozitëve.
Imazhe të zmadhuara të imazherisë termike fotoelektronike të spektrave XAS (a, c) dhe (b, d) që kalojnë skajin Fe L2,3 në pozicione të ndryshme hapësinore brenda rajoneve të zgjedhura 2 dhe E në Fig. 2d.
Të dhënat eksperimentale të marra (Fig. 4a dhe Fig. Plotësuese 11) janë paraqitur në grafik dhe krahasuar me të dhënat për përbërjet e pastra 40, 41, 48. Tre lloje të ndryshme të spektrave XAS të Fe L-edge të vëzhguara eksperimentalisht (XAS-1, XAS-2 dhe XAS-3: Fig. 4a). Në veçanti, spektri 2-a (i shënuar si XAS-1) në Fig. 3b i ndjekur nga spektri 2-b (i shënuar XAS-2) u vu re në të gjithë zonën e zbulimit, ndërsa spektrat si E-3 u vunë re në figurën 3d (të shënuar XAS-3) u vunë re në vende specifike. Si rregull, katër parametra u përdorën për të identifikuar gjendjet ekzistuese të valencës në mostrën nën studim: (1) karakteristikat spektrale L3 dhe L2, (2) pozicionet e energjisë së karakteristikave L3 dhe L2, (3) ndryshimi i energjisë L3-L2, (4) raporti i intensitetit L2/L3. Sipas vëzhgimeve vizuale (Fig. 4a), të tre përbërësit e Fe, përkatësisht Fe0, Fe2+ dhe Fe3+, janë të pranishëm në sipërfaqen SDSS nën studim. Raporti i llogaritur i intensitetit L2/L3 tregoi gjithashtu praninë e të tre përbërësve.
Spektrat XAS të simuluar të Fe me të dhëna të ndryshme eksperimentale të vëzhguara (vijat e plota XAS-1, XAS-2 dhe XAS-3 korrespondojnë me 2-a, 2-b dhe E-3 në Fig. 2 dhe 3) Krahasim, Oktaedronet Fe2+, Fe3+ me vlera të fushës kristalore prej 1.0 eV dhe 1.5 eV, përkatësisht, të dhënat eksperimentale të matura me bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) dhe të dhënat përkatëse të optimizuara LCF (vija e zezë e plotë), dhe gjithashtu në formën e spektrave XAS-3 me standardet Fe3O4 (gjendje e përzier e Fe) dhe Fe2O3 (Fe3+ i pastër).
Një kombinim linear i përshtatjes (LCF) i tre standardeve 40, 41, 48 u përdor për të përcaktuar përbërjen e oksidit të hekurit. LCF u zbatua për tre spektra të zgjedhura Fe L-edge XAS që tregojnë kontrastin më të lartë, përkatësisht XAS-1, XAS-2 dhe XAS-3, siç tregohet në Fig. 4b–d. Për pajisjet LCF, 10% Fe0 u mor në konsideratë në të gjitha rastet për shkak të faktit se vumë re një prag të vogël në të gjitha të dhënat, dhe gjithashtu për shkak të faktit se hekuri metalik është përbërësi kryesor i çelikut. Në të vërtetë, thellësia e provës së X-PEEM për Fe (~6 nm)49 është më e madhe se trashësia e vlerësuar e shtresës së oksidimit (pak > 4 nm), duke lejuar zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) poshtë shtresës së pasivizimit. Në të vërtetë, thellësia e provës së X-PEEM për Fe (~6 nm)49 është më e madhe se trashësia e vlerësuar e shtresës së oksidimit (pak > 4 nm), duke lejuar zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) poshtë shtresës së pasivizimit. Deystvitlьno, probnaya glubina X-PEEM për Fe (~ 6 nm) 49 më shumë, përderisa do të paraqesë fjalën okislenia (nuk ka > 4 nm), që do të siguroj përcjelljen e sinjalit në lidhje me hekurudhën (Freasia e fuqisë) слоем. Në të vërtetë, thellësia e sondës X-PEEM për Fe (~6 nm)49 është më e madhe se trashësia e supozuar e shtresës së oksidimit (pak >4 nm), gjë që bën të mundur zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) nën shtresën e pasivizimit.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（略> 4 nm），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大 于 的 氧化层 厚溦 略 略 厚度 略 略 弸 4来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Faktikisht, glubina e fesë (~ 6 nm) 49 me ndihmën e X-PEEM më shumë, përderisa sugjeron përmbajtjen e saj oksidore (pak > 4 nm), ajo mund të ndihmojë në transmetimin e sinjalit nga trenjet e trenit (treneF0) пассивирующего слоя. Në fakt, thellësia e zbulimit të Fe (~6 nm) 49 nga X-PEEM është më e madhe se trashësia e pritur e shtresës së oksidit (pak > 4 nm), gjë që lejon zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) poshtë shtresës së pasivizimit. .Kombinime të ndryshme të Fe2+ dhe Fe3+ u kryen për të gjetur zgjidhjen më të mirë të mundshme për të dhënat eksperimentale të vëzhguara. Në fig. 4b tregohet spektri XAS-1 për kombinimin e Fe2+ dhe Fe3+, ku proporcionet e Fe2+ dhe Fe3+ ishin të ngjashme me rreth 45%, duke treguar gjendje të përziera oksidimi të Fe. Ndërsa për spektrin XAS-2, përqindja e Fe2+ dhe Fe3+ bëhet përkatësisht ~30% dhe 60%. Fe2+ është më i vogël se Fe3+. Raporti i Fe2+ me Fe3, i barabartë me 1:2, do të thotë që Fe3O4 mund të formohet në të njëjtin raport midis joneve Fe. Përveç kësaj, për spektrin XAS-3, përqindja e Fe2+ dhe Fe3+ bëhet ~10% dhe 80%, gjë që tregon një konvertim më të lartë të Fe2+ në Fe3+. Siç u përmend më sipër, Fe3+ mund të vijë nga α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ose Fe3O4. Për të kuptuar burimin më të mundshëm të Fe3+, spektri XAS-3 u paraqit me standarde të ndryshme Fe3+ në Figurën 4e, duke treguar ngjashmëri me të dy standardet kur merret në konsideratë kulmi B. Megjithatë, intensiteti i majave të shpatullave (A: nga Fe2+) dhe raporti i intensitetit B/A tregojnë se spektri i XAS-3 është i afërt, por nuk përkon me spektrin e γ-Fe2O3. Krahasuar me γ-Fe2O3 në masë, kulmi Fe2p XAS i SDSS-së A ka një intensitet pak më të lartë (Fig. 4e), që tregon një intensitet më të lartë të Fe2+. Edhe pse spektri i XAS-3 është i ngjashëm me atë të γ-Fe2O3, ku Fe3+ është i pranishëm në pozicionet Oh dhe Td, identifikimi i gjendjeve të ndryshme të valencës dhe koordinimi vetëm përgjatë skajit L2,3 ose raportit të intensitetit L2/L3 mbetet një problem. Një temë diskutimi e vazhdueshme për shkak të kompleksitetit të faktorëve të ndryshëm që ndikojnë në spektrin përfundimtar41.
Përveç ndryshimeve spektrale në gjendjen kimike të rajoneve të zgjedhura me interes të përshkruara më sipër, heterogjeniteti kimik global i elementëve kryesorë Cr dhe Fe u vlerësua gjithashtu duke klasifikuar të gjitha spektrat XAS të marra në sipërfaqen e mostrës duke përdorur metodën e grupimit K-means. Profilet e skajeve Cr L janë vendosur të formojnë dy grumbuj optimalë të shpërndarë hapësinorisht në mostrat e përpunuara në të nxehtë dhe të petëzuara në të ftohtë të paraqitura në Fig. 5. Është e qartë se asnjë ndryshim strukturor lokal nuk perceptohet si i ngjashëm, pasi dy qendrat e spektrave XAS Cr janë të krahasueshme. Këto forma spektrale të dy grumbujve janë pothuajse identike me ato që korrespondojnë me Cr2O342, që do të thotë se shtresat Cr2O3 janë të shpërndara relativisht në mënyrë të barabartë në SDSS.
Cr L K-do të thotë grumbuj të rajoneve të skajeve, dhe b është qendrat përkatëse XAS. Rezultatet e krahasimit K-meanings X-PEEM të SDSS të petëzuar në të ftohtë: c Cr L2.3 rajoni i skajit të K-meanings grumbujve dhe d qendrat përkatëse XAS.
Për të ilustruar harta më komplekse të skajeve të FeL, u përdorën katër dhe pesë grupe të optimizuara dhe qendrat e tyre të shoqëruara (profilet spektrale) për mostrat e përpunuara në të nxehtë dhe të petëzuara në të ftohtë, përkatësisht. Prandaj, përqindja (%) e Fe2+ dhe Fe3+ mund të merret duke përshtatur LCF-në e treguar në Fig. 4. Potenciali pseudoelektrodik Epseudo si një funksion i Fe0 u përdor për të zbuluar inhomogjenitetin mikrokimik të filmit oksid sipërfaqësor. Epseudo vlerësohet përafërsisht nga rregulli i përzierjes,
ku \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) është e barabartë me \(\rm{Fe} + 2e^ – \ deri në \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0.440 dhe 0.036 V, përkatësisht. Rajonet me një potencial më të ulët kanë një përmbajtje më të lartë të përbërjes Fe3+. Shpërndarja e potencialit në mostrat e deformuara termikisht ka një karakter shtresor me një ndryshim maksimal prej rreth 0.119 V (Fig. 6a, b). Kjo shpërndarje e potencialit është e lidhur ngushtë me topografinë sipërfaqësore (Fig. 6a). Nuk u vunë re ndryshime të tjera të varura nga pozicioni në brendësinë laminare themelore (Fig. 6b). Përkundrazi, për lidhjen e oksideve të ndryshme me përmbajtje të ndryshme të Fe2+ dhe Fe3+ në SDSS të petëzuar në të ftohtë, mund të vërehet një natyrë jo-uniforme e pseudopotencialit (Fig. 6c, d). Oksidet dhe/ose (oksi)hidroksidet e Fe3+ janë përbërësit kryesorë të ndryshkut në çelik dhe janë të përshkueshëm nga oksigjeni dhe uji50. Në këtë rast, ishujt e pasur me Fe3+ konsiderohen të jenë të shpërndarë në nivel lokal dhe mund të konsiderohen si zona të korroduara. Në të njëjtën kohë, gradienti në fushën potenciale, në vend të vlerës absolute të potencialit, mund të përdoret si një tregues për lokalizimin e vendeve aktive të korrozionit. Kjo shpërndarje e pabarabartë e Fe2+ dhe Fe3+ në sipërfaqen e SDSS të petëzuar në të ftohtë mund të ndryshojë kiminë lokale dhe të ofrojë një sipërfaqe sipërfaqësore aktive më praktike në zbërthimin e filmit të oksidit dhe reaksionet e korrozionit, duke lejuar kështu korrozion të vazhdueshëm të matricës metalike themelore, duke rezultuar në korrozion të brendshëm. Heterogjenitet të vetive dhe një rënie në vetitë mbrojtëse të shtresës pasivizuese.
Grumbujimet K-means dhe qendrat përkatëse XAS në rajonin skajor Fe L2.3 të X-PEEM ac të deformuar në të nxehtë dhe df të SDSS të petëzuar në të ftohtë. Grafikët e grumbullimeve K-means a, d të mbivendosur në imazhet X-PEEM. Potenciali i llogaritur i pseudoelektrodës (Epseudo) përmendet së bashku me grafikun e grumbullimit K-means. Shkëlqimi i imazhit X-PEEM, ashtu si ngjyra në Fig. 2 është proporcional me intensitetin e absorbimit të rrezeve X.
Cr relativisht uniform, por gjendje kimike e ndryshme e Fe çon në dëmtime të ndryshme të filmit oksid dhe modele të ndryshme korrozioni në Ce-2507 të përpunuar në të nxehtë dhe të petëzuar në të ftohtë. Kjo veti e Ce-2507 të petëzuar në të ftohtë është studiuar mirë. Lidhur me formimin e oksideve dhe hidroksideve të Fe në ajrin e ambientit në këtë punë pothuajse neutrale, reagimet janë si më poshtë:
Reaksionet e mësipërme ndodhin në skenarët e mëposhtëm bazuar në analizën X-PEEM. Një shpatull e vogël që korrespondon me Fe0 është e lidhur me hekurin metalik themelor. Reaksioni i Fe metalik me mjedisin rezulton në formimin e një shtrese Fe(OH)2 (ekuacioni (5)), e cila rrit sinjalin Fe2+ në skajin L të Fe XAS. Ekspozimi i zgjatur ndaj ajrit mund të rezultojë në formimin e oksideve Fe3O4 dhe/ose Fe2O3 pas Fe(OH)252,53. Dy forma të qëndrueshme të Fe, Fe3O4 dhe Fe2O3, gjithashtu mund të formohen në shtresën mbrojtëse të pasur me Cr3+, nga të cilat Fe3O4 preferon një strukturë uniforme dhe ngjitëse. Prania e të dyjave rezulton në gjendje të përziera oksidimi (spektri XAS-1). Spektri XAS-2 korrespondon kryesisht me Fe3O4. Ndërsa vëzhgimi i spektrave XAS-3 në disa vende tregoi shndërrim të plotë në γ-Fe2O3. Meqenëse thellësia e depërtimit të rrezeve X të shpalosura është rreth 50 nm, sinjali nga shtresa e poshtme rezulton në një intensitet më të lartë të majës A.
Spektri XPA tregon se përbërësi Fe në filmin e oksidit ka një strukturë të shtresuar të kombinuar me një shtresë oksidi Cr. Në dallim nga shenjat e pasivizimit për shkak të jo-homogjenitetit lokal të Cr2O3 gjatë korrozionit, pavarësisht shtresës uniforme të Cr2O3 në këtë punim, në këtë rast vërehet rezistencë e ulët ndaj korrozionit, veçanërisht për mostrat e petëzuara në të ftohtë. Sjellja e vëzhguar mund të kuptohet si heterogjeniteti i gjendjes kimike të oksidimit në shtresën e sipërme (Fe), e cila ndikon në performancën e korrozionit. Për shkak të të njëjtës stekiometri të shtresës së sipërme (oksidi i hekurit) dhe shtresës së poshtme (oksidi i kromit)52,53, bashkëveprimi (ngjitja) më i mirë midis tyre çon në transport të ngadaltë të joneve të metalit ose oksigjenit në rrjetë, gjë që, nga ana tjetër, çon në një rritje të rezistencës ndaj korrozionit. Prandaj, një raport stekiometrik i vazhdueshëm, pra një gjendje oksidimi e Fe, është i preferueshëm ndaj ndryshimeve të menjëhershme stekiometrike. SDSS i deformuar nga nxehtësia ka një sipërfaqe më uniforme, një shtresë mbrojtëse më të dendur dhe rezistencë më të mirë ndaj korrozionit. Ndërsa për SDSS të petëzuar në të ftohtë, prania e ishujve të pasur me Fe3+ nën shtresën mbrojtëse shkel integritetin e sipërfaqes dhe shkakton korrozion galvanik me substratin aty pranë, gjë që çon në një rënie të ndjeshme të Rp (Tabela 1). Spektri EIS dhe rezistenca e tij ndaj korrozionit zvogëlohen. Mund të shihet se shpërndarja lokale e ishujve të pasur me Fe3+ për shkak të deformimit plastik ndikon kryesisht në rezistencën ndaj korrozionit, gjë që është një përparim në këtë punim. Kështu, ky studim paraqet imazhe mikroskopike spektroskopike të zvogëlimit të rezistencës ndaj korrozionit të mostrave SDSS të studiuara me metodën e deformimit plastik.
Përveç kësaj, megjithëse aliazhimi me elementë të rrallë të tokës në çelikët dyfazorë tregon performancë më të mirë, bashkëveprimi i këtij elementi shtesë me një matricë individuale çeliku për sa i përket sjelljes ndaj korrozionit sipas të dhënave të mikroskopisë spektroskopike mbetet i pakapshëm. Shfaqja e sinjaleve Ce (nëpërmjet skajeve M të XAS) shfaqet vetëm në disa vende gjatë petëzimit të ftohtë, por zhduket gjatë deformimit të nxehtë të SDSS, duke treguar reshje lokale të Ce në matricën e çelikut, në vend të aliazhimit homogjen. Ndërsa nuk përmirëson ndjeshëm vetitë mekanike të SDSS6,7, prania e elementëve të rrallë të tokës zvogëlon madhësinë e përfshirjeve dhe mendohet se pengon gropëzimin në rajonin fillestar54.
Si përfundim, ky punim zbulon efektin e heterogjenitetit sipërfaqësor në korrozionin e 2507 SDSS të modifikuar me cerium duke përcaktuar sasinë e përmbajtjes kimike të përbërësve në shkallë nano. Ne i përgjigjemi pyetjes pse çeliku inox korrodohet edhe nën një shtresë mbrojtëse oksidi duke përcaktuar sasinë e mikrostrukturës së tij, kimisë sipërfaqësore dhe përpunimit të sinjalit duke përdorur grupimin K-means. Është vërtetuar se ishujt e pasur me Fe3+, duke përfshirë koordinimin e tyre oktaedrale dhe tetraedrale përgjatë gjithë tiparit të Fe2+/Fe3+ të përzier, janë burimi i dëmtimit dhe korrozionit të filmit oksid SDSS të petëzuar në të ftohtë. Nanishujt e dominuar nga Fe3+ çojnë në rezistencë të dobët ndaj korrozionit edhe në prani të një shtrese të mjaftueshme pasivizuese stoikiometrike Cr2O3. Përveç përparimeve metodologjike në përcaktimin e efektit të heterogjenitetit kimik në shkallë nano në korrozion, puna e vazhdueshme pritet të frymëzojë proceset inxhinierike për të përmirësuar rezistencën ndaj korrozionit të çelikëve inox gjatë prodhimit të çelikut.
Për të përgatitur shufrën Ce-2507 SDSS të përdorur në këtë studim, një përbërje e përzier që përfshinte aliazhin kryesor Fe-Ce të vulosur me një tub hekuri të pastër u shkri në një furrë induksioni me frekuencë të mesme prej 150 kg për të prodhuar çelik të shkrirë dhe u derdh në një kallëp. Përbërjet kimike të matura (% në peshë) janë renditur në Tabelën Plotësuese 2. Shufrat së pari farkëtohen në të nxehtë në blloqe. Pastaj u kalitën në 1050°C për 60 minuta për të marrë çelik në gjendjen e një tretësire të ngurtë, dhe më pas u shuan në ujë deri në temperaturën e dhomës. Mostrat e studiuara u studiuan në detaje duke përdorur TEM dhe DOE për të studiuar fazat, madhësinë e kokrrizave dhe morfologjinë. Informacion më i detajuar rreth mostrave dhe procesit të prodhimit mund të gjendet në burime të tjera6,7.
Mostrat cilindrike (φ10 mm×15 mm) për kompresim të nxehtë u përpunuan në mënyrë që boshti i cilindrit të ishte paralel me drejtimin e deformimit të bllokut. Kompresimi në temperaturë të lartë u krye në temperatura të ndryshme në rangun 1000-1150°C duke përdorur një simulator termik Gleeble-3800 me një shpejtësi konstante të deformimit në rangun 0.01-10 s-1. Para deformimit, mostrat u ngrohën me një shpejtësi prej 10 °C s-1 për 2 minuta në një temperaturë të zgjedhur për të eliminuar gradientin e temperaturës. Pas arritjes së uniformitetit të temperaturës, mostra u deformua në një vlerë të vërtetë të deformimit prej 0.7. Pas deformimit, mostrat u shuan menjëherë me ujë për të ruajtur strukturën e deformuar. Mostra e ngurtësuar më pas pritet paralel me drejtimin e kompresimit. Për këtë studim të veçantë, ne zgjodhëm një mostër me një gjendje të deformimit të nxehtë prej 1050°C, 10 s-1 sepse mikrofortësia e vëzhguar ishte më e lartë se mostrat e tjera7.
Mostrat masive (80 × 10 × 17 mm3) të tretësirës së ngurtë Ce-2507 u përdorën në një mulli trefazor asinkron me dy rula LG-300 me vetitë më të mira mekanike midis të gjitha niveleve të tjera të deformimit6. Shkalla e deformimit dhe zvogëlimi i trashësisë për secilën shteg janë përkatësisht 0.2 m·s-1 dhe 5%.
Një stacion pune elektrokimik Autolab PGSTAT128N u përdor për matjet elektrokimike SDSS pas rrotullimit në të ftohtë deri në një reduktim prej 90% të trashësisë (deformim i vërtetë ekuivalent 1.0) dhe pas presimit në të nxehtë në 1050°C për 10 s-1 deri në një deformim të vërtetë prej 0.7. Stacioni i punës ka një qelizë me tre elektroda me një elektrodë kalomeli të ngopur si elektrodë reference, një kundërelektrodë grafiti dhe një mostër SDSS si elektrodë pune. Mostrat u prenë në cilindra me diametër prej 11.3 mm, në anët e të cilave u bashkuan telat e bakrit. Mostrat u fiksuan më pas me epoksi, duke lënë një sipërfaqe të hapur pune prej 1 cm2 si elektrodë pune (ana e poshtme e mostrës cilindrike). Kini kujdes gjatë tharjes së epoksit dhe lëmimit dhe lustrimit pasues për të shmangur çarjen. Sipërfaqet e punës u bluan dhe u lustruan me një pezullim lustrimi diamanti me një madhësi grimcash prej 1 μm, u lanë me ujë të distiluar dhe etanol dhe u thanë në ajër të ftohtë. Para matjeve elektrokimike, mostrat e lëmuara u ekspozuan në ajër për disa ditë për të formuar një film oksidi natyral. Një tretësirë ​​ujore e FeCl3 (6.0% në peshë), e stabilizuar në pH = 1.0 ± 0.01 me HCl sipas rekomandimeve të ASTM, përdoret për të përshpejtuar korrozionin e çelikut inox55 sepse është korroziv në prani të joneve të klorurit me një kapacitet të fortë oksidues dhe pH të ulët. Standardet mjedisore G48 dhe A923. Zhytni mostrën në tretësirën e provës për 1 orë për të arritur një gjendje pothuajse të qëndrueshme para se të bëni ndonjë matje. Për mostrat në tretësirë ​​të ngurtë, të formuara në të nxehtë dhe të petëzuara në të ftohtë, matjet e impedancës u kryen në potencialet e qarkut të hapur (OPC) prej 0.39, 0.33 dhe 0.25 V, përkatësisht, në diapazonin e frekuencave nga 1 105 në 0.1 Hz me një amplitudë prej 5 mV. Të gjitha testet kimike u përsëritën të paktën 3 herë në të njëjtat kushte për të siguruar riprodhueshmërinë e të dhënave.
Për matjet HE-SXRD, u matën blloqe çeliku dupleks drejtkëndëshe me përmasa 1 × 1 × 1.5 mm3 për të përcaktuar përbërjen e fazës së rrezes së një pajisjeje lëkundëse me energji të lartë Brockhouse në CLS, Kanada56. Mbledhja e të dhënave u krye në gjeometrinë Debye-Scherrer ose gjeometrinë e transmetimit në temperaturë ambienti. Gjatësia e valës së rrezeve X e kalibruar me kalibratorin LaB6 është 0.212561 Å, që korrespondon me 58 keV, që është shumë më e lartë se ajo e Cu Kα (8 keV) që përdoret zakonisht si burim laboratorik i rrezeve X. Mostra ishte e vendosur në një distancë prej 740 mm nga detektori. Vëllimi i zbulimit të secilës mostër është 0.2 × 0.3 × 1.5 mm3, i cili përcaktohet nga madhësia e rrezes dhe trashësia e mostrës. Të gjitha të dhënat u mblodhën duke përdorur një detektor sipërfaqeje Perkin Elmer, detektor rrezesh X me panel të sheshtë, piksel 200 µm, 40×40 cm2 duke përdorur një kohë ekspozimi prej 0.3 s dhe 120 kuadro.
Matjet X-PEEM të dy sistemeve të modelit të përzgjedhur u kryen në stacionin fundor Beamline MAXPEEM PEEM në laboratorin MAX IV (Lund, Suedi). Mostrat u përgatitën në të njëjtën mënyrë si për matjet elektrokimike. Mostrat e përgatitura u mbajtën në ajër për disa ditë dhe u degazuan në një dhomë me vakum ultra të lartë përpara se të rrezatoheshin me fotone sinkrotron. Rezolucioni i energjisë së vijës së rrezes u mor duke matur spektrin e rendimentit të jonit në rajonin e ngacmimit nga N 1 s në 1\(\pi _g^ \ast\) afër hv = 401 eV në N2 me varësinë e energjisë së fotonit nga E3/2, 57. Spektrat e përafërt dhanë ΔE (gjerësia e vijës spektrale) prej rreth 0.3 eV në diapazonin e energjisë së matur. Prandaj, rezolucioni i energjisë së vijës së rrezes u vlerësua të ishte E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 dhe fluks ≈1012 ph/s duke përdorur një monokromator të modifikuar SX-700 me një rrjetë Si 1200-linja mm−1 për skajin Fe2p L2,3, skajin Cr2p L2,3, skajin Ni2p L2,3 dhe skajin Ce M4,5. Prandaj, rezolucioni i energjisë së vijës së rrezes u vlerësua të ishte E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 dhe fluks ≈1012 ph/s duke përdorur një monokromator të modifikuar SX-700 me një rrjetë Si 1200-linja mm−1 për skajin Fe2p L2.3, skajin Cr2p L2.3, skajin Ni2p L2.3 dhe skajin Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценето si E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 dhe nëntokë ≈1012 ф/с për të përdorur modificirovannogo monohromatora SX-201 SX-700 для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Kështu, rezolucioni i energjisë i kanalit të rrezes u vlerësua si E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 dhe fluksi ≈1012 f/s duke përdorur një monokromator të modifikuar SX-700 me një rrjetë Si prej 1200 rreshta/mm për skajin Fe 2p L2,3, skajin Cr 2p L2.3, skajin Ni 2p L2.3 dhe skajin Ce M4.5.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，通蜉0 为线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 MCe5,3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 Ｘ 为 为 为 δe 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p.2p.N2.边缘和Ce M4.5 边缘.Kështu, kur përdoret një monokromator i modifikuar SX-700 me një rrjetë Si 1200 rreshtash. 3, skaji Cr 2p L2.3, skaji Ni 2p L2.3 dhe skaji Ce M4.5.Energjia e fotonit të skanuar në hapa prej 0.2 eV. Për secilën energji, imazhet PEEM u regjistruan duke përdorur një detektor CMOS TVIPS F-216 të lidhur me fibra me 2 x 2 kuti, i cili siguron një rezolucion prej 1024 x 1024 pikselësh në një fushëpamje prej 20 µm. Koha e ekspozimit të imazheve ishte 0.2 s, me një mesatare prej 16 kuadrosh. Energjia e imazhit të fotoelektroneve është zgjedhur në një mënyrë të tillë që të sigurojë sinjalin maksimal sekondar të elektronit. Të gjitha matjet u kryen në incidencë normale duke përdorur një rreze fotoni të polarizuar linearisht. Më shumë informacion rreth matjeve mund të gjendet në një studim të mëparshëm. Pas studimit të mënyrës së zbulimit të rendimentit total të elektroneve (TEY) dhe zbatimit të saj në X-PEEM49, thellësia e provës së kësaj metode vlerësohet të jetë rreth 4-5 nm për sinjalin Cr dhe rreth 6 nm për Fe. Thellësia e Cr është shumë afër trashësisë së filmit të oksidit (~4 nm)60,61 ndërsa thellësia e Fe është më e madhe se trashësia. Rezistenca X e mbledhur në skajin e FeL është një përzierje e Rezistencës X të oksideve të hekurit dhe Fe0 nga matrica. Në rastin e parë, intensiteti i elektroneve të emetuara vjen nga të gjitha llojet e mundshme të elektroneve që kontribuojnë në TEY. Megjithatë, një sinjal hekuri i pastër kërkon energji kinetike më të lartë që elektronet të kalojnë nëpër shtresën e oksidit në sipërfaqe dhe të mblidhen nga analizuesi. Në këtë rast, sinjali Fe0 është kryesisht për shkak të elektroneve LVV Auger, si dhe elektroneve sekondare të emetuara prej tyre. Përveç kësaj, intensiteti i TEY i kontribuar nga këto elektrone zbërthehet gjatë rrugës së arratisjes së elektroneve, duke zvogëluar më tej përgjigjen spektrale të Fe0 në hartën XAS të hekurit.
Integrimi i nxjerrjes së të dhënave në një kub të dhënash (të dhëna X-PEEM) është një hap kyç në nxjerrjen e informacionit përkatës (vetive kimike ose fizike) në një qasje shumëdimensionale. Grumbullimi K-means përdoret gjerësisht në disa fusha, duke përfshirë vizionin automatik, përpunimin e imazhit, njohjen e modelit pa mbikëqyrje, inteligjencën artificiale dhe analizën klasifikuese. Për shembull, grumbullimi K-means ka performuar mirë në grumbullimin e të dhënave të imazhit hiperspektral. Në parim, për të dhënat me shumë karakteristika, algoritmi K-means mund t'i grupojë ato lehtësisht bazuar në informacionin rreth atributeve të tyre (vetitë e energjisë së fotonit). Grumbullimi K-means është një algoritëm përsëritës për ndarjen e të dhënave në K grupe jo-mbivendosëse (grupime), ku çdo piksel i përket një grumbulli të caktuar në varësi të shpërndarjes hapësinore të inhomogjenitetit kimik në përbërjen mikrostrukturore të çelikut. Algoritmi K-means përfshin dy faza: në fazën e parë, llogariten K qendra, dhe në fazën e dytë, çdo pike i caktohet një grumbull me qendra fqinje. Qendra e gravitetit të një grumbulli përcaktohet si mesatarja aritmetike e pikave të të dhënave (spektri XAS) për atë grumbull. Ekzistojnë distanca të ndryshme për të përcaktuar qendrat fqinje si distancë Euklidiane. Për një imazh hyrës prej px,y (ku x dhe y janë rezolucioni në piksel), CK është qendra e gravitetit të grumbullit; ky imazh më pas mund të segmentohet (të grumbullohet) në K grumbullime duke përdorur K-means63. Hapat e fundit të algoritmit të grumbullimit K-means janë:
Hapi 2. Llogaritni përkatësinë e të gjithë pikselëve sipas qendrës aktuale. Për shembull, llogaritet nga distanca euklidiane d midis qendrës dhe secilit piksel:
Hapi 3 Caktoni çdo piksel qendrës më të afërt. Pastaj rillogaritni pozicionet e K qendroideve si më poshtë:
Hapi 4. Përsëriteni procesin (ekuacionet (7) dhe (8)) derisa qendrat të konvergojnë. Rezultatet përfundimtare të cilësisë së grupimit janë të lidhura fort me zgjedhjen më të mirë të qendrave fillestare. Për strukturën e të dhënave PEEM të imazheve të çelikut, zakonisht X (x × y × λ) është një kub i të dhënave të vargut 3D, ndërsa boshtet x dhe y përfaqësojnë informacionin hapësinor (rezolucionin e pikselit) dhe boshti λ korrespondon me një pamje spektrale të energjisë së fotonit. Algoritmi K-means përdoret për të eksploruar rajonet me interes në të dhënat X-PEEM duke ndarë pikselët (grupimet ose nën-blloqet) sipas karakteristikave të tyre spektrale dhe duke nxjerrë qendrat më të mira (profilet spektrale XAS) për secilin analit (grupim). Përdoret për të studiuar shpërndarjen hapësinore, ndryshimet lokale spektrale, sjelljen e oksidimit dhe gjendjet kimike. Për shembull, algoritmi i grupimit K-means u përdor për rajonet e skajit L të Fe dhe skajit L të Cr në X-PEEM të punuar në të nxehtë dhe të petëzuar në të ftohtë. U testuan numra të ndryshëm të K klastereve (rajoneve të mikrostrukturës) për të gjetur klasteret dhe qendrat optimale. Kur shfaqen këto numra, pikselët ricaktohen në qendrat përkatëse të klasterit. Çdo shpërndarje ngjyrash korrespondon me qendrën e klasterit, duke treguar rregullimin hapësinor të objekteve kimike ose fizike. Qendrat e nxjerra janë kombinime lineare të spektrave të pastra.
Të dhënat që mbështesin rezultatet e këtij studimi janë të disponueshme me kërkesë të arsyeshme nga autori përkatës i WC-së.
Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistenca ndaj thyerjes së një çeliku inox dupleks të salduar. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistenca ndaj thyerjes së një çeliku inox dupleks të salduar. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistenca ndaj thyerjes së çelikut inox dupleks të salduar. 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. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistenca ndaj thyerjes së çelikëve inox dupleks të salduar.Britania. Pjesë fraksionale. lesh. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox dupleks në acide organike të zgjedhura dhe mjedise acidi organik/kloruri. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox dupleks në acide organike të zgjedhura dhe mjedise acidi organik/kloruri.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. dhe Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox dupleks në mjedise me disa acide organike dhe acide/klorure organike. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相çelik inox在选定的organik酸和organik酸/mjedis i klorur的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. dhe Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox dupleks në mjedise të zgjedhura me acide organike dhe acide/klorure organike.ruajtës. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Sjellja ndaj oksidimit korroziv të lidhjeve duplekse Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Gjeneratë e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të gazit dhe naftës. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Gjeneratë e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të gazit dhe naftës.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Gjenerata e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të naftës dhe gazit.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Gjenerata e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të gazit dhe naftës. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Hetimi i sjelljes së deformimit të nxehtë të çelikut inox dupleks të gradës 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Hetimi i sjelljes së deformimit të nxehtë të çelikut inox dupleks të gradës 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Një studim mbi sjelljen e deformimit të nxehtë të çelikut inox dupleks të tipit 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. dhe Utaisansuk, V. Hetimi i sjelljes së deformimit të nxehtë të çelikut inox dupleks të tipit 2507. Metal.alma mater. trans. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Efekti i petëzimit të kontrolluar në të ftohtë në mikrostrukturën dhe vetitë mekanike të çelikut inox super-duplex SAF 2507 të modifikuar me cerium. alma mater. shkenca. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Vetitë strukturore dhe mekanike të shkaktuara nga deformimi termik i çelikut inox super-dupleks SAF 2507 të modifikuar me cerium. J. Alma mater. rezervuar ruajtjeje. teknologji. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efekti i elementëve të rrallë të tokës në sjelljen e oksidimit në temperaturë të lartë të çelikut austenitik. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efekti i elementëve të rrallë të tokës në sjelljen e oksidimit në temperaturë të lartë të çelikut austenitik.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. dhe Zheng K. Ndikimi i elementëve të rrallë të tokës në sjelljen e çelikut austenitik nën oksidimin në temperaturë të lartë. 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. dhe Zheng K. Ndikimi i elementëve të rrallë të tokës në sjelljen e çeliqeve austenitike në oksidimin në temperaturë të lartë.koros. shkenca. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efektet e Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çelikëve inox super-ferritikë 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efektet e Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çelikëve inox super-ferritikë 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. dhe Sun S. Ndikimi i Se në mikrostrukturën dhe vetitë e çeliqeve inox superferritike 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efektet e Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çelikut inox super-çelik 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efekti i Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çelikut inox superferritik 27Cr-3,8Mo-2Ni.Shenjë hekuri. Steelmak 47, 67–76 (2020).