Cảm ơn bạn đã ghé thăm Nature.com.Phiên bản trình duyệt bạn đang sử dụng có hỗ trợ CSS hạn chế.Để có trải nghiệm tốt nhất, chúng tôi khuyên bạn nên sử dụng trình duyệt cập nhật (hoặc tắt Chế độ tương thích trong Internet Explorer).Trong thời gian chờ đợi, để đảm bảo hỗ trợ liên tục, chúng tôi sẽ hiển thị trang web không có kiểu và JavaScript.
Thép không gỉ được sử dụng rộng rãi và các phiên bản rèn của nó có khả năng chống ăn mòn trong điều kiện môi trường xung quanh do lớp thụ động bao gồm oxit crom.Ăn mòn và xói mòn thép theo truyền thống có liên quan đến sự phá hủy các lớp này, nhưng hiếm khi xảy ra ở cấp độ vi mô, tùy thuộc vào nguồn gốc của sự không đồng nhất bề mặt.Trong nghiên cứu này, tính không đồng nhất hóa học bề mặt ở kích thước nano được phát hiện bằng kính hiển vi quang phổ và phân tích hóa học bất ngờ chi phối quá trình phân hủy và ăn mòn của thép không gỉ siêu song công biến tính xeri cán nguội 2507 (SDSS) trong quá trình biến dạng nóng của nó.bên kia.Mặc dù kính hiển vi quang điện tử tia X cho thấy độ che phủ tương đối đồng đều của lớp Cr2O3 tự nhiên, SDSS cán nguội cho thấy kết quả thụ động hóa kém do sự phân bố cục bộ của các đảo nano giàu Fe3+ trên lớp oxit Fe/Cr.Kiến thức ở cấp độ nguyên tử này cung cấp sự hiểu biết sâu sắc về sự ăn mòn của thép không gỉ và được kỳ vọng sẽ giúp chống lại sự ăn mòn của các kim loại hợp kim cao tương tự.
Kể từ khi phát minh ra thép không gỉ, khả năng chống ăn mòn của hợp kim ferrochromium đã được quy cho crom, tạo thành oxit/oxyhydroxide mạnh thể hiện hành vi thụ động trong hầu hết các môi trường.So với thép không gỉ thông thường (austenitic và ferritic), thép không gỉ siêu song công (SDSS) có khả năng chống ăn mòn tốt hơn và có các đặc tính cơ học vượt trội1,2,3.Tăng độ bền cơ học cho phép thiết kế nhẹ hơn và nhỏ gọn hơn.Ngược lại, SDSS kinh tế có khả năng chống rỗ và ăn mòn kẽ hở cao, dẫn đến tuổi thọ lâu hơn và ứng dụng rộng rãi hơn trong kiểm soát ô nhiễm, thùng chứa hóa chất và ngành công nghiệp dầu khí ngoài khơi4.Tuy nhiên, phạm vi nhiệt độ xử lý nhiệt hẹp và khả năng định dạng kém cản trở ứng dụng thực tế rộng rãi của nó.Do đó, SDSS đã được sửa đổi để cải thiện các thuộc tính trên.Ví dụ, sửa đổi Ce và bổ sung cao của N 6, 7, 8 đã được giới thiệu trong 2507 SDSS (Ce-2507).Nồng độ phù hợp là 0,08% trọng lượng nguyên tố đất hiếm (Ce) có tác dụng có lợi đối với các tính chất cơ học của DSS, vì nó cải thiện độ mịn của hạt và độ bền biên của hạt.Khả năng chống mài mòn và ăn mòn, độ bền kéo và độ bền chảy, và khả năng gia công nóng cũng đã được cải thiện9.Một lượng lớn nitơ có thể thay thế hàm lượng niken đắt tiền, giúp SDSS tiết kiệm chi phí hơn10.
Gần đây, SDSS đã được biến dạng dẻo ở các nhiệt độ khác nhau (nhiệt độ thấp, lạnh và nóng) để đạt được các tính chất cơ học tuyệt vời6,7,8.Tuy nhiên, khả năng chống ăn mòn tuyệt vời của SDSS là do sự hiện diện của màng oxit mỏng trên bề mặt, màng này bị ảnh hưởng bởi nhiều yếu tố, chẳng hạn như sự hiện diện của nhiều pha có ranh giới hạt khác nhau, kết tủa không mong muốn và các phản ứng khác nhau.vi cấu trúc không đồng nhất bên trong của các pha austenit và ferit khác nhau bị biến dạng 7 .Do đó, việc nghiên cứu các thuộc tính miền vi mô của các phim như vậy ở cấp độ cấu trúc điện tử có tầm quan trọng quyết định để hiểu được sự ăn mòn SDSS và đòi hỏi các kỹ thuật thí nghiệm phức tạp.Cho đến nay, các phương pháp nhạy cảm bề mặt như quang phổ điện tử Auger11 và quang phổ quang điện tử tia X12,13,14,15 cũng như hệ thống quang điện tử quang điện tử tia X cứng có thể phân biệt, nhưng thường thất bại trong việc phân tách, các trạng thái hóa học của cùng một nguyên tố ở các điểm khác nhau trong không gian trên cấp độ nano.Một số nghiên cứu gần đây đã liên kết quá trình oxy hóa cục bộ của crom với hành vi ăn mòn quan sát được của 17 loại thép không gỉ austenit, 18 loại thép không gỉ martensitic và SDSS 19, 20. Tuy nhiên, những nghiên cứu này chủ yếu tập trung vào ảnh hưởng của tính không đồng nhất của Cr (ví dụ: trạng thái oxy hóa Cr3+) đối với khả năng chống ăn mòn.Tính không đồng nhất bên trong trạng thái oxy hóa của các nguyên tố có thể được gây ra bởi các hợp chất khác nhau có cùng nguyên tố cấu thành, chẳng hạn như oxit sắt.Các hợp chất này thừa hưởng một kích thước nhỏ được xử lý cơ nhiệt gần kề nhau, nhưng khác nhau về thành phần và trạng thái oxy hóa16,21.Do đó, việc phát hiện ra sự phá hủy màng oxit và sau đó là rỗ khí đòi hỏi sự hiểu biết về tính không đồng nhất bề mặt ở cấp độ vi mô.Bất chấp những yêu cầu này, các đánh giá định lượng như tính không đồng nhất của quá trình oxy hóa bên, đặc biệt là của sắt ở quy mô nano/nguyên tử, vẫn còn thiếu và tầm quan trọng của chúng đối với khả năng chống ăn mòn vẫn chưa được khám phá.Cho đến gần đây, trạng thái hóa học của các nguyên tố khác nhau, chẳng hạn như Fe và Ca, đã được mô tả định lượng trên các mẫu thép bằng kính hiển vi quang điện tử tia X mềm (X-PEEM) trong các cơ sở bức xạ synchrotron kích thước nano.Kết hợp với các kỹ thuật quang phổ hấp thụ tia X (XAS) nhạy cảm về mặt hóa học, X-PEEM cho phép đo XAS với độ phân giải phổ và không gian cao, cung cấp thông tin hóa học về thành phần nguyên tố và trạng thái hóa học của nó với độ phân giải không gian xuống thang nanomet 23 .Quan sát quang phổ về vị trí bắt đầu này dưới kính hiển vi tạo điều kiện thuận lợi cho các thí nghiệm hóa học cục bộ và có thể chứng minh về mặt không gian những thay đổi hóa học chưa được khám phá trước đây trong lớp Fe.
Nghiên cứu này mở rộng các lợi thế của PEEM trong việc phát hiện sự khác biệt hóa học ở cấp độ nano và trình bày một phương pháp phân tích bề mặt cấp độ nguyên tử sâu sắc để hiểu hành vi ăn mòn của Ce-2507.Nó sử dụng dữ liệu hóa học cụm K-means24 để lập bản đồ thành phần hóa học tổng thể (tính không đồng nhất) của các nguyên tố liên quan, với trạng thái hóa học của chúng được trình bày dưới dạng biểu diễn thống kê.Không giống như sự ăn mòn thông thường gây ra bởi sự phá vỡ màng oxit crom, khả năng thụ động hóa kém và khả năng chống ăn mòn kém hiện nay được quy cho các đảo nano giàu Fe3+ cục bộ gần lớp oxit Fe/Cr, đây có thể là sự tấn công của lớp oxit bảo vệ.Nó tạo thành một lớp màng tại chỗ và gây ăn mòn.
Hành vi ăn mòn của SDSS 2507 bị biến dạng lần đầu tiên được đánh giá bằng cách sử dụng các phép đo điện hóa.Trên hình.Hình 1 cho thấy các đường cong Nyquist và Bode cho các mẫu được chọn trong dung dịch FeCl3 có tính axit (pH = 1) ở nhiệt độ phòng.Chất điện phân được chọn hoạt động như một chất oxy hóa mạnh, đặc trưng cho xu hướng phá vỡ màng thụ động.Mặc dù vật liệu không trải qua quá trình tạo rỗ ở nhiệt độ phòng ổn định, nhưng những phân tích này cung cấp cái nhìn sâu sắc về các sự cố hỏng hóc tiềm ẩn và các quá trình sau ăn mòn.Mạch tương đương (Hình 1d) được sử dụng để khớp với phổ quang phổ trở kháng điện hóa (EIS) và kết quả khớp tương ứng được thể hiện trong Bảng 1. Nửa vòng tròn không hoàn chỉnh xuất hiện khi kiểm tra dung dịch được xử lý và mẫu gia công nóng, trong khi nửa vòng tròn nén tương ứng được cán nguội (Hình 1b).Trong phổ EIS, bán kính hình bán nguyệt có thể được coi là điện trở phân cực (Rp)25,26.Rp của SDSS được xử lý bằng dung dịch trong Bảng 1 là khoảng 135 kΩ cm-2, tuy nhiên đối với SDSS gia công nóng và cán nguội, chúng ta có thể thấy các giá trị thấp hơn nhiều lần lượt là 34,7 và 2,1 kΩ cm–2.Sự giảm đáng kể về Rp này cho thấy tác động bất lợi của biến dạng dẻo đối với khả năng thụ động hóa và chống ăn mòn, như đã trình bày trong các báo cáo trước đó 27, 28, 29, 30.
a Sơ đồ pha và trở kháng Bode Nyquist, b, c Bode và mô hình mạch tương đương cho d, trong đó RS là điện trở của chất điện phân, Rp là điện trở phân cực và QCPE là oxit của nguyên tố pha không đổi được sử dụng để mô hình hóa điện dung không lý tưởng (n) .Các phép đo EIS được thực hiện ở điện thế không tải.
Các hằng số thứ tự đầu tiên được hiển thị trong sơ đồ Bode và cao nguyên tần số đại diện cho điện trở RS26 của chất điện phân.Khi tần số giảm, trở kháng tăng và xuất hiện góc pha âm, biểu thị sự vượt trội của điện dung.Góc pha tăng lên, giữ nguyên giá trị tối đa của nó trong dải tần số tương đối rộng, sau đó giảm xuống (Hình 1c).Tuy nhiên, trong cả ba trường hợp, giá trị tối đa này vẫn nhỏ hơn 90°, cho thấy trạng thái điện dung không lý tưởng do sự phân tán điện dung.Do đó, phần tử pha không đổi QCPE (CPE) được sử dụng để biểu thị sự phân bố điện dung giữa các bề mặt bắt nguồn từ độ nhám bề mặt hoặc tính không đồng nhất, đặc biệt là về quy mô nguyên tử, hình học fractal, độ xốp điện cực, điện thế không đồng đều và sự phân bố dòng điện phụ thuộc vào bề mặt.Hình học điện cực31,32.Trở kháng CPE:
trong đó j là số ảo và ω là tần số góc.QCPE là hằng số độc lập tần số tỷ lệ với diện tích mở hoạt động của chất điện phân.n là một số công suất không thứ nguyên mô tả độ lệch so với trạng thái điện dung lý tưởng của tụ điện, tức là n càng gần 1, CPE càng gần với điện dung thuần và nếu n gần bằng 0, thì đó là điện trở.Độ lệch nhỏ của n, gần bằng 1, biểu thị hành vi điện dung không lý tưởng của bề mặt sau khi thử nghiệm phân cực.QCPE của SDSS cán nguội cao hơn nhiều so với các sản phẩm tương tự, điều đó có nghĩa là chất lượng bề mặt kém đồng đều hơn.
Phù hợp với hầu hết các đặc tính chống ăn mòn của thép không gỉ, hàm lượng Cr tương đối cao của SDSS thường dẫn đến khả năng chống ăn mòn vượt trội của SDSS do sự hiện diện của màng oxit bảo vệ thụ động trên bề mặt17.Màng thụ động này thường giàu oxit và/hoặc hydroxit Cr3+, chủ yếu tích hợp các oxit Fe2+, Fe3+ và/hoặc (oxy)hydroxit 33 .Mặc dù bề mặt đồng nhất, lớp oxit thụ động giống nhau và không có hư hại nhìn thấy được trên bề mặt, như được xác định bằng hình ảnh hiển vi,6,7 hành vi ăn mòn của SDSS gia công nóng và cán nguội là khác nhau và do đó cần nghiên cứu sâu về vi cấu trúc biến dạng và đặc điểm cấu trúc của thép.
Cấu trúc vi mô của thép không gỉ bị biến dạng đã được nghiên cứu định lượng bằng cách sử dụng tia X năng lượng cao bên trong và synchrotron (Hình bổ sung 1, 2).Một phân tích chi tiết được cung cấp trong Thông tin bổ sung.Mặc dù chúng phần lớn tương ứng với loại của pha chính, nhưng sự khác biệt về phân số thể tích pha được tìm thấy, được liệt kê trong Bảng bổ sung 1. Những khác biệt này có thể được liên kết với các phân số pha không đồng nhất ở bề mặt, cũng như các phân số pha thể tích được thực hiện ở các độ sâu khác nhau.phát hiện bằng nhiễu xạ tia X.(XRD) với các nguồn năng lượng khác nhau của các photon tới.Tỷ lệ tương đối cao hơn của austenit trong các mẫu cán nguội, được xác định bằng XRD từ nguồn phòng thí nghiệm, cho thấy sự thụ động hóa tốt hơn và sau đó là khả năng chống ăn mòn tốt hơn35, trong khi các kết quả thống kê và chính xác hơn cho thấy xu hướng ngược lại về tỷ lệ pha.Ngoài ra, khả năng chống ăn mòn của thép còn phụ thuộc vào mức độ biến dạng hạt, giảm kích thước hạt, tăng vi biến dạng và mật độ biến dạng xuất hiện trong quá trình xử lý cơ nhiệt36,37,38.Các mẫu được gia công nóng thể hiện tính chất sần sùi hơn, biểu thị các hạt có kích thước micron, trong khi các vòng nhẵn được quan sát thấy trong các mẫu được cán nguội (Hình bổ sung 3) cho thấy sự tinh chỉnh hạt đáng kể ở cấp độ nano trong công việc trước đó6, điều này sẽ góp phần vào sự thụ động của màng.hình thành và tăng khả năng chống ăn mòn.Mật độ trật khớp cao hơn thường liên quan đến khả năng chống rỗ thấp hơn, điều này rất phù hợp với các phép đo điện hóa.
Những thay đổi về trạng thái hóa học của miền vi mô của các nguyên tố cơ bản đã được nghiên cứu một cách có hệ thống bằng X-PEEM.Mặc dù có rất nhiều nguyên tố hợp kim, nhưng Cr, Fe, Ni và Ce39 đã được chọn ở đây, vì Cr là nguyên tố chính để hình thành màng thụ động hóa, Fe là nguyên tố chính trong thép và Ni tăng cường quá trình thụ động hóa và cân bằng cấu trúc pha ferrite-austenit và mục đích của việc sửa đổi Ce.Bằng cách điều chỉnh năng lượng của bức xạ synchrotron, RAS được phủ từ bề mặt với các đặc điểm chính của Cr (cạnh L2.3), Fe (cạnh L2.3), Ni (cạnh L2.3) và Ce (cạnh M4.5).tạo hình nóng và cán nguội Ce-2507 SDSS.Phân tích dữ liệu phù hợp được thực hiện bằng cách kết hợp hiệu chuẩn năng lượng với dữ liệu đã công bố (ví dụ: XAS 40, 41 trên Fe L2, 3 cạnh).
Trên hình.Hình 2 cho thấy hình ảnh X-PEEM của Ce-2507 SDSS được gia công nóng (Hình 2a) và cán nguội (Hình 2d) và các cạnh XAS tương ứng của Cr và Fe L2,3 tại các vị trí được đánh dấu riêng.Cạnh L2,3 của XAS thăm dò các trạng thái 3d trống sau khi kích thích quang điện tử ở các mức phân chia quỹ đạo quay 2p3/2 (cạnh L3) và 2p1/2 (cạnh L2).Thông tin về trạng thái hóa trị của Cr được lấy từ XAS ở cạnh L2,3 trong Hình 2b, e.So sánh với thẩm phán.Hình 42,43 cho thấy bốn cực đại được quan sát gần cạnh L3, được đặt tên là A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) và D (582,2 eV), phản ánh Cr3+ bát diện, tương ứng với ion Cr2O3.Phổ thực nghiệm phù hợp với các tính toán lý thuyết được hiển thị trong bảng b và e, thu được từ nhiều phép tính của trường tinh thể tại giao diện Cr L2.3 sử dụng trường tinh thể 2.0 eV44.Cả hai bề mặt của SDSS cán nóng và cán nguội đều được phủ một lớp Cr2O3 tương đối đồng nhất.
ảnh nhiệt X-PEEM của SDSS biến dạng nhiệt tương ứng với cạnh b Cr L2.3 và cạnh c Fe L2.3, ảnh nhiệt d X-PEEM của SDSS cán nguội tương ứng với cạnh e Cr L2.3 và cạnh f Fe L2 .3 ( f ).Phổ XAS được vẽ ở các vị trí không gian khác nhau được đánh dấu trên ảnh nhiệt (a, d), các đường chấm màu cam trong (b) và (e) biểu thị phổ XAS mô phỏng của Cr3+ với giá trị trường tinh thể là 2,0 eV.Đối với hình ảnh X-PEEM, hãy sử dụng bảng màu nhiệt để cải thiện khả năng đọc hình ảnh, trong đó màu sắc từ xanh lam sang đỏ tỷ lệ thuận với cường độ hấp thụ tia X (từ thấp đến cao).
Bất kể môi trường hóa học của các nguyên tố kim loại này như thế nào, trạng thái hóa học của việc bổ sung các nguyên tố hợp kim Ni và Ce cho cả hai mẫu vẫn không thay đổi.vẽ bổ sung.Hình 5-9 cho thấy hình ảnh X-PEEM và phổ XAS tương ứng đối với Ni và Ce tại các vị trí khác nhau trên bề mặt của các mẫu được gia công nóng và cán nguội.Ni XAS cho thấy trạng thái oxy hóa của Ni2+ trên toàn bộ bề mặt đo được của các mẫu gia công nóng và cán nguội (Thảo luận bổ sung).Cần lưu ý rằng, đối với mẫu gia công nóng thì không quan sát thấy tín hiệu XAS của Ce, còn đối với mẫu cán nguội thì quan sát thấy phổ của Ce3+.Quan sát các vết Ce trong các mẫu cán nguội cho thấy Ce chủ yếu xuất hiện ở dạng kết tủa.
Trong SDSS bị biến dạng nhiệt, không quan sát thấy sự thay đổi cấu trúc cục bộ nào trong XAS ở cạnh Fe L2,3 (Hình 2c).Tuy nhiên, vi ma trận Fe thay đổi theo vùng trạng thái hóa học của nó tại bảy điểm được chọn ngẫu nhiên của SDSS cán nguội, như trong Hình 2f.Ngoài ra, để có được ý tưởng chính xác về những thay đổi trạng thái của Fe tại các vị trí được chọn trong Hình 2f, các nghiên cứu bề mặt cục bộ đã được thực hiện (Hình 3 và Hình bổ sung 10) trong đó các vùng hình tròn nhỏ hơn được chọn.Phổ XAS của cạnh Fe L2,3 của hệ thống α-Fe2O3 và oxit bát diện Fe2+ được mô hình hóa bằng nhiều tính toán trường tinh thể sử dụng trường tinh thể 1,0 (Fe2+) và 1,0 (Fe3+)44. Chúng tôi lưu ý rằng α-Fe2O3 và γ-Fe2O3 có các đối xứng cục bộ khác nhau45,46, Fe3O4 có sự kết hợp của cả Fe2+ & Fe3+,47 và FeO45 dưới dạng oxit Fe2+ chính thức hóa trị hai (3d6). Chúng tôi lưu ý rằng α-Fe2O3 và γ-Fe2O3 có các đối xứng cục bộ khác nhau45,46, Fe3O4 có sự kết hợp của cả Fe2+ & Fe3+,47 và FeO45 dưới dạng oxit Fe2+ chính thức hóa trị hai (3d6).Lưu ý rằng α-Fe2O3 và γ-Fe2O3 có các đối xứng cục bộ khác nhau45,46, Fe3O4 kết hợp cả Fe2+ và Fe3+,47 và FeO45 ở dạng oxit hóa trị hai chính thức Fe2+ (3d6).Lưu ý rằng α-Fe2O3 và γ-Fe2O3 có các đối xứng cục bộ khác nhau45,46, Fe3O4 có sự kết hợp giữa Fe2+ và Fe3+,47 và FeO45 đóng vai trò là oxit Fe2+ chính thức hóa trị hai (3d6).Tất cả các ion Fe3+ trong α-Fe2O3 chỉ có các vị trí Oh, trong khi γ-Fe2O3 thường được biểu thị bằng Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]ví dụ: spinel O4 với các vị trí trống ở các vị trí ví dụ.Do đó, các ion Fe3+ trong γ-Fe2O3 có cả hai vị trí Td và Oh.Như đã đề cập trong bài báo trước,45 mặc dù tỷ lệ cường độ của hai loại này là khác nhau, tỷ lệ cường độ eg/t2g của chúng là ≈1, trong khi trong trường hợp này, tỷ lệ cường độ quan sát được eg/t2g là khoảng 1. Điều này loại trừ khả năng trong tình huống hiện tại chỉ có Fe3+.Xét trường hợp của Fe3O4 với cả Fe2+ và Fe3+, đặc điểm đầu tiên được biết là có cạnh L3 yếu hơn (mạnh hơn) đối với Fe biểu thị trạng thái không chiếm chỗ t2g nhỏ hơn (lớn hơn).Điều này áp dụng cho Fe2+ (Fe3+), cho thấy đặc điểm đầu tiên của mức tăng cho thấy hàm lượng Fe2+47 tăng.Kết quả này cho thấy sự cùng tồn tại của Fe2+ và γ-Fe2O3, α-Fe2O3 và/hoặc Fe3O4 chiếm ưu thế trên bề mặt cán nguội của composite.
Hình ảnh tạo ảnh nhiệt quang điện tử mở rộng của phổ XAS (a, c) và (b, d) đi qua cạnh Fe L2,3 tại các vị trí không gian khác nhau trong các vùng 2 và E được chọn trong Hình.2d.
Dữ liệu thực nghiệm thu được (Hình 4a và Hình bổ sung 11) được vẽ và so sánh với dữ liệu của các hợp chất tinh khiết 40, 41, 48. Ba loại quang phổ XAS cạnh L được quan sát bằng thực nghiệm khác nhau (XAS-1, XAS-2 và XAS-3: Hình 4a).Cụ thể, phổ 2-a (được ký hiệu là XAS-1) trong Hình 3b, tiếp theo là phổ 2-b (được gắn nhãn XAS-2) được quan sát thấy trên toàn bộ khu vực phát hiện, trong khi phổ như E-3 được quan sát thấy trong hình 3d (được gắn nhãn XAS-3) được quan sát thấy tại các vị trí cụ thể.Theo quy định, bốn tham số được sử dụng để xác định các trạng thái hóa trị hiện có trong mẫu đang nghiên cứu: (1) đặc trưng phổ L3 và L2, (2) vị trí năng lượng của đặc trưng L3 và L2, (3) chênh lệch năng lượng L3-L2., ( 4) Tỷ lệ cường độ L2/L3.Theo các quan sát trực quan (Hình 4a), cả ba thành phần Fe là Fe0, Fe2+ và Fe3+ đều có mặt trên bề mặt SDSS đang được nghiên cứu.Tỷ lệ cường độ tính toán L2/L3 cũng chỉ ra sự hiện diện của cả ba thành phần.
một phổ XAS mô phỏng của Fe với ba dữ liệu thực nghiệm khác nhau được quan sát (các vạch liền XAS-1, XAS-2 và XAS-3 tương ứng với 2-a, 2-b và E-3 trong Hình 2 và 3). (vạch liền màu đen), và cũng ở dạng phổ XAS-3 với chuẩn Fe3O4 (Fe ở trạng thái hỗn hợp) và Fe2O3 (Fe3+ tinh khiết).
Phương pháp kết hợp tuyến tính (LCF) của ba tiêu chuẩn 40, 41, 48 được sử dụng để định lượng thành phần oxit sắt.LCF đã được triển khai cho ba phổ XAS cạnh L của Fe được chọn cho thấy độ tương phản cao nhất, đó là XAS-1, XAS-2 và XAS-3, như trong Hình 4b, d.Đối với các phụ kiện LCF, 10% Fe0 đã được tính đến trong mọi trường hợp do chúng tôi quan sát thấy một gờ nhỏ trong tất cả dữ liệu và cũng do sắt kim loại là thành phần chính của thép. Thật vậy, độ sâu thử nghiệm của X-PEEM đối với Fe (~6 nm)49 lớn hơn độ dày lớp oxy hóa ước tính (> 4 nm một chút), cho phép phát hiện tín hiệu từ ma trận sắt (Fe0) bên dưới lớp thụ động hóa. Thật vậy, độ sâu thử nghiệm của X-PEEM đối với Fe (~6 nm)49 lớn hơn độ dày lớp oxy hóa ước tính (> 4 nm một chút), cho phép phát hiện tín hiệu từ ma trận sắt (Fe0) bên dưới lớp thụ động hóa. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина сло я окисления (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассиви рующим слоем. Thật vậy, độ sâu X-PEEM của đầu dò đối với Fe (~6 nm)49 lớn hơn độ dày giả định của lớp oxy hóa (>4 nm một chút), giúp có thể phát hiện tín hiệu từ ma trận sắt (Fe0) bên dưới lớp thụ động hóa.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度略略>4 nm）允许检测来自钝化层下方铁基体（fe0）的。信号信号信号信号信号信号信号信号信号信号信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая тол щина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ни же пассивирующего слоя. Trên thực tế, độ sâu phát hiện Fe (~6 nm) 49 bằng X-PEEM lớn hơn độ dày dự kiến ​​của lớp oxit (hơi > 4 nm), cho phép phát hiện tín hiệu từ ma trận sắt (Fe0) bên dưới lớp thụ động hóa. .Các kết hợp khác nhau của Fe2+ và Fe3+ đã được thực hiện để tìm ra giải pháp tốt nhất có thể cho dữ liệu thực nghiệm quan sát được.Trên hình.4b cho thấy phổ XAS-1 cho sự kết hợp của Fe2+ và Fe3+, trong đó tỷ lệ của Fe2+ và Fe3+ tương đương nhau khoảng 45%, cho thấy các trạng thái oxy hóa hỗn hợp của Fe.Trong khi đối với phổ XAS-2, tỷ lệ phần trăm của Fe2+ và Fe3+ lần lượt là ~30% và 60%.Fe2+ ​​ít hơn Fe3+.Tỷ lệ Fe2+ trên Fe3, bằng 1:2, có nghĩa là Fe3O4 có thể được tạo thành ở cùng một tỷ lệ giữa các ion Fe.Ngoài ra, đối với phổ XAS-3, tỷ lệ phần trăm của Fe2+ và Fe3+ trở thành ~10% và 80%, điều này cho thấy khả năng chuyển hóa Fe2+ thành Fe3+ cao hơn.Như đã đề cập ở trên, Fe3+ có thể đến từ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 hoặc Fe3O4.Để hiểu nguồn Fe3+ có khả năng nhất, phổ XAS-3 được vẽ với các tiêu chuẩn Fe3+ khác nhau trong Hình 4e, cho thấy sự tương đồng với cả hai tiêu chuẩn khi xem xét đỉnh B.Tuy nhiên, cường độ của các đỉnh vai (A: từ Fe2+) và tỷ lệ cường độ B/A cho thấy rằng phổ của XAS-3 gần, nhưng không trùng với phổ của γ-Fe2O3.So với γ-Fe2O3 số lượng lớn, đỉnh Fe 2p XAS của A SDSS có cường độ cao hơn một chút (Hình 4e), biểu thị cường độ Fe2+ cao hơn.Mặc dù phổ của XAS-3 tương tự như phổ của γ-Fe2O3, trong đó Fe3+ có mặt ở vị trí Oh và Td, việc xác định các trạng thái hóa trị khác nhau và sự phối hợp chỉ dọc theo cạnh L2,3 hoặc tỷ lệ cường độ L2/L3 vẫn là chủ đề của nghiên cứu đang diễn ra.thảo luận do sự phức tạp của các yếu tố khác nhau ảnh hưởng đến quang phổ cuối cùng41.
Ngoài sự khác biệt về phổ về trạng thái hóa học của các vùng quan tâm được chọn được mô tả ở trên, tính không đồng nhất hóa học toàn cầu của các nguyên tố chính Cr và Fe cũng được đánh giá bằng cách phân loại tất cả các phổ XAS thu được trên bề mặt mẫu bằng phương pháp phân cụm K-mean.Các cấu hình cạnh Cr L tạo thành hai cụm tối ưu được phân bố theo không gian trong các mẫu được gia công nóng và cán nguội được thể hiện trong Hình.5. Rõ ràng là không có thay đổi cấu trúc cục bộ nào được coi là giống nhau, vì hai trọng tâm của phổ XAS Cr là tương đương nhau.Hình dạng phổ của hai cụm này gần giống với hình dạng phổ tương ứng với Cr2O342, nghĩa là các lớp Cr2O3 có khoảng cách tương đối đều nhau trên SDSS.
Cr L K-có nghĩa là các cụm vùng cạnh và b là các trọng tâm XAS tương ứng.Kết quả so sánh K-mean X-PEEM của SDSS cán nguội: vùng cạnh c Cr L2.3 của cụm K-mean và d trọng tâm XAS tương ứng.
Để minh họa các bản đồ cạnh FeL phức tạp hơn, bốn và năm cụm được tối ưu hóa và các trọng tâm liên quan của chúng (cấu hình quang phổ) đã được sử dụng cho các mẫu được gia công nóng và cán nguội, tương ứng.Do đó, phần trăm (%) của Fe2+ và Fe3+ có thể thu được bằng cách lắp LCF như trong Hình.4.Thế điện cực giả Epseudo là một hàm của Fe0 được sử dụng để phát hiện tính không đồng nhất vi hóa học của màng oxit bề mặt.Epseudo được ước tính gần đúng theo quy tắc trộn,
trong đó \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) bằng \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), tương ứng là 0,440 và 0,036 V.Vùng có điện thế thấp hơn có hàm lượng hợp chất Fe3+ cao hơn.Sự phân bố điện thế trong các mẫu biến dạng nhiệt có đặc tính phân lớp với mức thay đổi tối đa khoảng 0,119 V (Hình 6a, b).Sự phân bố tiềm năng này có liên quan chặt chẽ đến địa hình bề mặt (Hình 6a).Không có thay đổi phụ thuộc vào vị trí nào khác trong phần bên trong lớp bên dưới được quan sát (Hình 6b).Ngược lại, đối với sự liên kết của các oxit khác nhau với hàm lượng Fe2+ và Fe3+ khác nhau trong SDSS cán nguội, người ta có thể quan sát thấy bản chất không đồng nhất của giả thế (Hình 6c, d).Fe3+ oxit và/hoặc (oxy)hydroxit là thành phần chính của rỉ sét trong thép và thấm qua oxy và nước50.Trong trường hợp này, các đảo giàu Fe3+ được coi là phân bố cục bộ và có thể coi là vùng bị ăn mòn.Đồng thời, độ dốc trong trường điện thế, chứ không phải giá trị tuyệt đối của điện thế, có thể được sử dụng như một chỉ báo để xác định vị trí các vị trí ăn mòn đang hoạt động.Sự phân bố Fe2+ và Fe3+ không đồng đều này trên bề mặt của SDSS cán nguội có thể thay đổi tính chất hóa học cục bộ và cung cấp diện tích bề mặt hoạt động thực tế hơn trong quá trình phân hủy màng oxit và các phản ứng ăn mòn, cho phép nền kim loại bên dưới tiếp tục bị ăn mòn, dẫn đến tính không đồng nhất bên trong.và làm giảm các đặc tính bảo vệ của lớp thụ động.
Các cụm K-mean và trọng tâm XAS tương ứng trong vùng cạnh Fe L2.3 của X-PEEM ac biến dạng nóng và df của SDSS cán nguội.a, d K-nghĩa là các sơ đồ cụm được phủ trên hình ảnh X-PEEM.Tiềm năng giả điện cực được tính toán (Epseudo) được đề cập cùng với sơ đồ cụm K-means.Độ sáng của hình ảnh X-PEEM, giống như màu trong Hình 2 tỷ lệ thuận với cường độ hấp thụ tia X.
Cr tương đối đồng nhất nhưng trạng thái hóa học khác nhau của Fe dẫn đến các kiểu ăn mòn và hư hỏng màng oxit khác nhau trong Ce-2507 được gia công nóng và cán nguội.Đặc tính này của Ce-2507 cán nguội đã được nghiên cứu kỹ lưỡng.Liên quan đến sự hình thành các oxit và hydroxit của Fe trong không khí xung quanh trong công việc gần như trung lập này, các phản ứng như sau:
Các phản ứng trên xảy ra trong các tình huống sau đây dựa trên phân tích X-PEEM.Một vai nhỏ tương ứng với Fe0 được liên kết với sắt kim loại bên dưới.Phản ứng của Fe kim loại với môi trường dẫn đến sự hình thành lớp Fe(OH)2 (phương trình (5)), làm tăng tín hiệu Fe2+ trong XAS cạnh L của Fe.Tiếp xúc lâu với không khí có thể dẫn đến sự hình thành các oxit Fe3O4 và/hoặc Fe2O3 sau Fe(OH)252,53.Hai dạng ổn định của Fe, Fe3O4 và Fe2O3, cũng có thể hình thành trong lớp bảo vệ giàu Cr3+, trong đó Fe3O4 có cấu trúc đồng nhất và dính hơn.Sự hiện diện của cả hai dẫn đến trạng thái oxy hóa hỗn hợp (phổ XAS-1).Phổ XAS-2 chủ yếu tương ứng với Fe3O4.Trong khi quan sát phổ XAS-3 ở một số nơi cho thấy sự chuyển đổi hoàn toàn thành γ-Fe2O3.Vì độ sâu thâm nhập của tia X mở ra là khoảng 50 nm, tín hiệu từ lớp thấp hơn dẫn đến cường độ cao hơn của đỉnh A.
Phổ XPA cho thấy thành phần Fe trong màng oxit có cấu trúc phân lớp kết hợp với một lớp oxit Cr.Trái ngược với các dấu hiệu thụ động hóa do tính không đồng nhất cục bộ của Cr2O3 trong quá trình ăn mòn, mặc dù lớp Cr2O3 đồng nhất trong công việc này, khả năng chống ăn mòn thấp được quan sát thấy trong trường hợp này, đặc biệt là đối với các mẫu cán nguội.Hành vi quan sát được có thể được hiểu là sự không đồng nhất của trạng thái oxy hóa hóa học ở lớp trên (Fe), ảnh hưởng đến hiệu suất ăn mòn.Do cùng một phép cân bằng hóa học của lớp trên (oxit sắt) và lớp dưới (oxit crom)52,53 tương tác tốt hơn (độ bám dính) giữa chúng dẫn đến sự vận chuyển chậm các ion kim loại hoặc oxy trong mạng, do đó, dẫn đến tăng khả năng chống ăn mòn.Do đó, tỷ lệ cân bằng hóa học liên tục, tức là một trạng thái oxy hóa của Fe, tốt hơn là thay đổi tỷ lệ cân bằng hóa học đột ngột.SDSS biến dạng nhiệt có bề mặt đồng đều hơn, lớp bảo vệ dày đặc hơn và khả năng chống ăn mòn tốt hơn.Trong khi đối với SDSS cán nguội, sự hiện diện của các đảo giàu Fe3+ dưới lớp bảo vệ sẽ vi phạm tính toàn vẹn của bề mặt và gây ra sự ăn mòn điện với chất nền gần đó, dẫn đến Rp giảm mạnh (Bảng 1).Phổ EIS và khả năng chống ăn mòn của nó bị giảm.Có thể thấy, sự phân bố cục bộ của các đảo giàu Fe3+ do biến dạng dẻo ảnh hưởng chủ yếu đến khả năng chống ăn mòn, đây là một bước đột phá trong công trình này.Vì vậy, nghiên cứu này trình bày ảnh hiển vi phổ về sự suy giảm khả năng chống ăn mòn của các mẫu SDSS nghiên cứu bằng phương pháp biến dạng dẻo.
Ngoài ra, mặc dù hợp kim đất hiếm trong thép pha kép cho thấy hiệu suất tốt hơn, nhưng sự tương tác của nguyên tố phụ gia này với ma trận thép riêng lẻ về hành vi ăn mòn theo kính hiển vi quang phổ vẫn khó nắm bắt.Sự xuất hiện của tín hiệu Ce (thông qua các cạnh M của XAS) chỉ xuất hiện ở một vài nơi trong quá trình cán nguội, nhưng biến mất trong quá trình biến dạng nóng của SDSS, cho thấy sự kết tủa cục bộ của Ce trong ma trận thép, thay vì hợp kim đồng nhất.Mặc dù không cải thiện đáng kể các tính chất cơ học của SDSS6,7, nhưng sự có mặt của các nguyên tố đất hiếm làm giảm kích thước của các thể vùi và được cho là có tác dụng ức chế tạo rỗ trong vùng ban đầu54.
Tóm lại, công trình này tiết lộ ảnh hưởng của tính không đồng nhất bề mặt đối với sự ăn mòn của 2507 SDSS được biến đổi bằng xeri bằng cách định lượng hàm lượng hóa học của các thành phần kích thước nano.Chúng tôi trả lời câu hỏi tại sao thép không gỉ bị ăn mòn ngay cả dưới lớp oxit bảo vệ bằng cách định lượng cấu trúc vi mô, hóa học bề mặt và xử lý tín hiệu bằng cách sử dụng cụm K-mean.Người ta đã xác định rằng các đảo giàu Fe3+, bao gồm cả sự phối hợp bát diện và tứ diện của chúng dọc theo toàn bộ tính năng của hỗn hợp Fe2+/Fe3+, là nguồn gây hư hại và ăn mòn của màng oxit cán nguội SDSS.Các đảo nano bị chi phối bởi Fe3+ dẫn đến khả năng chống ăn mòn kém ngay cả khi có đủ lớp thụ động Cr2O3 cân bằng hóa học.Ngoài những tiến bộ về phương pháp trong việc xác định ảnh hưởng của tính không đồng nhất hóa học ở kích thước nano đối với sự ăn mòn, công việc đang diễn ra dự kiến ​​sẽ truyền cảm hứng cho các quy trình kỹ thuật để cải thiện khả năng chống ăn mòn của thép không gỉ trong quá trình luyện thép.
Để chuẩn bị phôi Ce-2507 SDSS được sử dụng trong nghiên cứu này, một chế phẩm hỗn hợp bao gồm hợp kim chính Fe-Ce được hàn kín bằng ống sắt nguyên chất đã được nấu chảy trong lò cảm ứng tần số trung bình 150 kg để tạo ra thép nóng chảy và đổ vào khuôn.Các thành phần hóa học đo được (wt%) được liệt kê trong Bảng bổ sung 2. Các thỏi đầu tiên được rèn nóng thành khối.Sau đó, nó được ủ ở 1050 ° C trong 60 phút để thu được thép ở trạng thái dung dịch rắn, sau đó được làm nguội trong nước đến nhiệt độ phòng.Các mẫu nghiên cứu được nghiên cứu chi tiết bằng cách sử dụng TEM và DOE để nghiên cứu các pha, kích thước hạt và hình thái học.Thông tin chi tiết hơn về các mẫu và quy trình sản xuất có thể được tìm thấy trong các nguồn khác6,7.
Các mẫu hình trụ (φ10 mm×15 mm) để nén nóng được xử lý sao cho trục của hình trụ song song với hướng biến dạng của khối.Quá trình nén ở nhiệt độ cao được thực hiện ở các nhiệt độ khác nhau trong khoảng 1000-1150°C bằng cách sử dụng thiết bị mô phỏng nhiệt Gleeble-3800 với tốc độ biến dạng không đổi trong khoảng 0,01-10 s-1.Trước khi biến dạng, các mẫu được gia nhiệt ở tốc độ 10 °C s-1 trong 2 phút ở nhiệt độ đã chọn để loại bỏ gradient nhiệt độ.Sau khi đạt được sự đồng nhất về nhiệt độ, mẫu được biến dạng thành giá trị biến dạng thực là 0,7.Sau khi biến dạng, các mẫu ngay lập tức được làm nguội bằng nước để bảo tồn cấu trúc bị biến dạng.Mẫu thử cứng sau đó được cắt song song với hướng nén.Đối với nghiên cứu cụ thể này, chúng tôi đã chọn một mẫu vật có điều kiện biến dạng nóng là 1050°C, 10 s-1 vì độ cứng vi mô quan sát được cao hơn các mẫu vật khác7.
Các mẫu lớn (80 × 10 × 17 mm3) của dung dịch rắn Ce-2507 đã được sử dụng trong máy cán hai trục không đồng bộ ba pha LG-300 với các tính chất cơ học tốt nhất trong số tất cả các mức biến dạng khác6.Tốc độ biến dạng và giảm độ dày cho mỗi đường lần lượt là 0,2 m·s-1 và 5%.
Trạm làm việc điện hóa Autolab PGSTAT128N đã được sử dụng cho các phép đo điện hóa SDSS sau khi cán nguội để giảm 90% độ dày (biến dạng thực tương đương 1,0) và sau khi ép nóng ở 1050°C trong 10 giây đến biến dạng thực 0,7.Máy trạm có một tế bào ba điện cực với điện cực calomel bão hòa làm điện cực tham chiếu, điện cực đếm bằng than chì và mẫu SDSS làm điện cực làm việc.Các mẫu được cắt thành hình trụ có đường kính 11,3 mm, các mặt của chúng được hàn dây đồng.Các mẫu sau đó được cố định bằng epoxy, để lại diện tích mở làm việc 1 cm2 làm điện cực làm việc (mặt dưới của mẫu hình trụ).Hãy cẩn thận trong quá trình bảo dưỡng epoxy cũng như quá trình chà nhám và đánh bóng sau đó để tránh bị nứt.Các bề mặt làm việc được mài và đánh bóng bằng huyền phù đánh bóng kim cương với kích thước hạt 1 μm, được rửa bằng nước cất và ethanol, sau đó sấy khô trong không khí lạnh.Trước khi đo điện hóa, các mẫu đã đánh bóng được tiếp xúc với không khí trong vài ngày để tạo thành màng oxit tự nhiên.Dung dịch nước chứa FeCl3 (6,0% trọng lượng), được ổn định ở pH = 1,0 ± 0,01 với HCl theo khuyến nghị của ASTM, được sử dụng để tăng tốc độ ăn mòn thép không gỉ55 vì nó ăn mòn khi có mặt các ion clorua có khả năng oxy hóa mạnh và độ pH thấp Tiêu chuẩn môi trường G48 và A923.Ngâm mẫu trong dung dịch thử trong 1 giờ để đạt gần trạng thái ổn định trước khi thực hiện bất kỳ phép đo nào.Đối với các mẫu dạng dung dịch rắn, tạo hình nóng và cán nguội, phép đo trở kháng được thực hiện ở điện thế mạch hở (OPC) lần lượt là 0,39, 0,33 và 0,25 V, trong dải tần từ 1 105 đến 0,1 Hz với biên độ 5 mV.Tất cả các thử nghiệm hóa học được lặp lại ít nhất 3 lần trong cùng điều kiện để đảm bảo khả năng tái tạo dữ liệu.
Đối với các phép đo HE-SXRD, các khối thép song công hình chữ nhật có kích thước 1 × 1 × 1,5 mm3 được đo để định lượng thành phần pha chùm tia của bộ lắc năng lượng cao Brockhouse tại CLS, Canada56.Việc thu thập dữ liệu được thực hiện trong hình học Debye-Scherrer hoặc hình học truyền dẫn ở nhiệt độ phòng.Bước sóng tia X được hiệu chuẩn bằng bộ hiệu chuẩn LaB6 là 0,212561 Å, tương ứng với 58 keV, cao hơn nhiều so với Cu Kα (8 keV) thường được sử dụng làm nguồn tia X trong phòng thí nghiệm.Mẫu được đặt cách máy dò 740 mm.Thể tích phát hiện của mỗi mẫu là 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, được xác định bởi kích thước chùm tia và độ dày mẫu.Tất cả dữ liệu được thu thập bằng máy dò vùng Perkin Elmer, máy dò tia X màn hình phẳng, 200 µm pixel, 40×40 cm2 sử dụng thời gian phơi sáng là 0,3 giây và 120 khung hình.
Các phép đo X-PEEM của hai hệ thống mô hình được chọn đã được thực hiện tại trạm cuối Beamline MAXPEEM PEEM trong phòng thí nghiệm MAX IV (Lund, Thụy Điển).Các mẫu được chuẩn bị theo cách tương tự như đối với phép đo điện hóa.Các mẫu đã chuẩn bị được giữ trong không khí trong vài ngày và khử khí trong buồng chân không cực cao trước khi được chiếu xạ bằng các photon synchrotron.Độ phân giải năng lượng của vạch phổ thu được bằng cách đo phổ năng suất ion trong vùng kích thích từ N 1 s đến 1\(\pi _g^ \ast\) gần hv = 401 eV trong N2 với sự phụ thuộc của năng lượng photon vào E3/2 , 57. Phổ gần đúng cho ΔE (độ rộng của vạch phổ) vào khoảng 0,3 eV trong dải năng lượng đo được. Do đó, độ phân giải năng lượng của chùm tia được ước tính là E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 và thông lượng ≈1012 ph/s bằng cách sử dụng bộ đơn sắc SX-700 đã sửa đổi với cách tử Si 1200 dòng mm−1 cho cạnh Fe 2p L2,3, cạnh Cr 2p L2,3, cạnh Ni 2p L2,3 và cạnh Ce M4,5. Do đó, độ phân giải năng lượng của chùm tia được ước tính là E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 và thông lượng ≈1012 ph/s bằng cách sử dụng bộ đơn sắc SX-700 đã sửa đổi với cách tử Si 1200 dòng mm−1 cho cạnh Fe 2p L2.3, cạnh Cr 2p L2.3, cạnh Ni 2p L2.3 và cạnh Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 và поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штри хов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 và кромка Ce M4,5. Do đó, độ phân giải năng lượng của kênh chùm tia được ước tính là E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 và thông lượng ≈1012 f/s khi sử dụng bộ đơn sắc SX-700 đã sửa đổi với cách tử Si 1200 vạch/mm cho cạnh Fe 2p L2,3, cạnh Cr 2p L2.3, cạnh Ni 2p L2.3 và cạnh Ce M4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和量≈1012 ph/s，通过使用带有Si 1200 线mm-1 Bạn có thể sử dụng Fe 2p L2,3, Cr 2p L2,3, Ni 2p L2,3, Ce M4,5 và Ni 2p L2,3, Ce M4,5.因此，光束线能量分辨率为为为为δe = 700 EV/0.3 EV>2000 和≈1012 PH/S，使用带有带有1200线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M4.5边缘。Do đó, khi sử dụng bộ đơn sắc SX-700 cải tiến với cách tử Si 1200 vạch.3, Cr cạnh 2p L2.3, Ni cạnh 2p L2.3 và Ce cạnh M4.5.Quét năng lượng photon trong các bước 0,2 eV.Ở mỗi mức năng lượng, hình ảnh PEEM được ghi lại bằng máy dò CMOS kết hợp sợi quang TVIPS F-216 với các thùng 2 x 2, cung cấp độ phân giải 1024 × 1024 pixel trong trường nhìn 20 µm.Thời gian phơi sáng của ảnh là 0,2 giây, trung bình 16 khung hình.Năng lượng hình ảnh quang điện tử được chọn theo cách sao cho cung cấp tín hiệu điện tử thứ cấp cực đại.Tất cả các phép đo được thực hiện ở tần suất bình thường bằng cách sử dụng chùm photon phân cực tuyến tính.Thông tin thêm về các phép đo có thể được tìm thấy trong một nghiên cứu trước đây.Sau khi nghiên cứu chế độ phát hiện tổng năng suất điện tử (TEY) và ứng dụng của nó trong X-PEEM49, độ sâu thử nghiệm của phương pháp này được ước tính là khoảng 4-5 nm đối với tín hiệu Cr và khoảng 6 nm đối với Fe.Độ sâu của Cr rất gần với độ dày của màng oxit (~4 nm)60,61 trong khi độ sâu của Fe lớn hơn độ dày.XRD thu được ở cạnh Fe L là hỗn hợp XRD của các oxit sắt và Fe0 từ ma trận.Trong trường hợp đầu tiên, cường độ của các electron phát ra đến từ tất cả các loại electron có thể đóng góp vào TEY.Tuy nhiên, tín hiệu sắt nguyên chất đòi hỏi động năng cao hơn để các electron đi qua lớp oxit lên bề mặt và được máy phân tích thu thập.Trong trường hợp này, tín hiệu Fe0 chủ yếu là do các điện tử LVV Auger, cũng như các điện tử thứ cấp do chúng phát ra.Ngoài ra, cường độ TEY do các electron này góp phần phân rã trong đường thoát của electron, tiếp tục làm giảm phản ứng quang phổ Fe0 trong bản đồ XAS sắt.
Tích hợp khai thác dữ liệu vào một khối dữ liệu (dữ liệu X-PEEM) là một bước quan trọng trong việc trích xuất thông tin liên quan (tính chất hóa học hoặc vật lý) theo cách tiếp cận đa chiều.Phân cụm K-means được sử dụng rộng rãi trong một số lĩnh vực, bao gồm thị giác máy, xử lý hình ảnh, nhận dạng mẫu không giám sát, trí tuệ nhân tạo và phân tích phân loại.Ví dụ, phân cụm K-means đã hoạt động tốt trong việc phân cụm dữ liệu hình ảnh siêu phổ.Về nguyên tắc, đối với dữ liệu đa tính năng, thuật toán K-means có thể dễ dàng nhóm chúng dựa trên thông tin về thuộc tính của chúng (đặc tính năng lượng photon).Phân cụm K-nghĩa là một thuật toán lặp để phân chia dữ liệu thành K nhóm (cụm) không chồng lấp, trong đó mỗi pixel thuộc về một cụm cụ thể tùy thuộc vào sự phân bố không gian của tính không đồng nhất hóa học trong thành phần cấu trúc vi mô thép.Thuật toán K-mean bao gồm hai giai đoạn: trong giai đoạn đầu tiên, K trọng tâm được tính toán và trong giai đoạn thứ hai, mỗi điểm được gán một cụm với các trọng tâm lân cận.Trọng tâm của một cụm được định nghĩa là giá trị trung bình cộng của các điểm dữ liệu (phổ XAS) cho cụm đó.Có nhiều khoảng cách khác nhau để xác định trọng tâm lân cận là khoảng cách Euclide.Đối với hình ảnh đầu vào của px,y (trong đó x và y là độ phân giải tính bằng pixel), CK là trọng tâm của cụm;hình ảnh này sau đó có thể được phân đoạn (nhóm) thành K cụm bằng K-mean63.Các bước cuối cùng của thuật toán phân cụm K-means là:
Bước 2. Tính toán tư cách thành viên của tất cả các pixel theo trọng tâm hiện tại.Ví dụ: nó được tính từ khoảng cách Euclide d giữa tâm và mỗi pixel:
Bước 3 Gán từng pixel cho tâm gần nhất.Sau đó tính toán lại các vị trí trọng tâm K như sau:
Bước 4. Lặp lại quy trình (phương trình (7) và (8)) cho đến khi các trọng tâm hội tụ.Kết quả chất lượng phân cụm cuối cùng có mối tương quan chặt chẽ với sự lựa chọn tốt nhất của các trọng tâm ban đầu.Đối với cấu trúc dữ liệu PEEM của hình ảnh thép, thông thường X (x × y × λ) là một khối dữ liệu mảng 3D, trong khi trục x và y biểu thị thông tin không gian (độ phân giải pixel) và trục λ tương ứng với một photon.bức tranh quang phổ năng lượng.Thuật toán K-mean được sử dụng để khám phá các vùng quan tâm trong dữ liệu X-PEEM bằng cách tách các pixel (cụm hoặc khối phụ) theo các đặc điểm phổ của chúng và trích xuất các trọng tâm tốt nhất (cấu hình phổ XAS) cho mỗi chất phân tích.cụm).Nó được sử dụng để nghiên cứu sự phân bố không gian, thay đổi quang phổ cục bộ, hành vi oxy hóa và trạng thái hóa học.Ví dụ: thuật toán phân cụm K-means đã được sử dụng cho các vùng Fe L-edge và Cr L-edge trong X-PEEM được gia công nóng và cán nguội.Số lượng cụm K khác nhau (vùng cấu trúc vi mô) đã được thử nghiệm để tìm ra cụm và trọng tâm tối ưu.Khi những con số này được hiển thị, các pixel được gán lại cho các trọng tâm cụm tương ứng.Mỗi phân bố màu tương ứng với trung tâm của cụm, cho thấy sự sắp xếp không gian của các vật thể hóa học hoặc vật lý.Các trọng tâm được trích xuất là sự kết hợp tuyến tính của quang phổ thuần túy.
Dữ liệu hỗ trợ kết quả của nghiên cứu này có sẵn theo yêu cầu hợp lý từ tác giả WC tương ứng.
Sieurin, H. & Sandström, R. Độ bền đứt gãy của thép không gỉ hàn hai mặt. Sieurin, H. & Sandström, R. Độ bền đứt gãy của thép không gỉ hàn hai mặt. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Độ bền đứt gãy của thép không gỉ hàn hai mặt. 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. Độ bền đứt gãy của thép không gỉ hàn hai mặt.Britannia.Phần phân đoạn.lông thú.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Khả năng chống ăn mòn của thép không gỉ song công trong axit hữu cơ được chọn và môi trường axit hữu cơ/clorua. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Khả năng chống ăn mòn của thép không gỉ song công trong axit hữu cơ được chọn và môi trường axit hữu cơ/clorua.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.và Van Der Merwe, J. Khả năng chống ăn mòn của thép không gỉ song công trong môi trường có một số axit hữu cơ và axit/clorua hữu cơ. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有和有机酸/氯化物环境中的耐腐蚀性。 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相thép không gỉ在特定的môi trường hữu cơ/môi trường clo hóaAdams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.và Van Der Merwe, J. Khả năng chống ăn mòn của thép không gỉ song công trong môi trường axit hữu cơ và axit/clorua hữu cơ được lựa chọn.chất bảo quản.Phương pháp Vật liệu 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. và cộng sự.Hành vi ăn mòn-oxy hóa của hợp kim song công Fe-Al-Mn-C.Tài liệu 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Thế hệ thép siêu kép mới cho thiết bị sản xuất khí và dầu. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Thế hệ thép siêu kép mới cho thiết bị sản xuất khí và dầu.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Thế hệ thép siêu song công mới cho thiết bị sản xuất dầu khí.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Thế hệ thép siêu song công mới cho thiết bị sản xuất dầu khí.Hội thảo trực tuyến E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Điều tra hành vi biến dạng nóng của thép không gỉ song công loại 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Điều tra hành vi biến dạng nóng của thép không gỉ song công loại 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. kim loại. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Một nghiên cứu về hành vi biến dạng nóng của thép không gỉ song công loại 2507.kim loại. 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. và Utaisansuk, V. Điều tra về Hành vi Biến dạng Nóng của Thép không gỉ Duplex Loại 2507.Kim loại.trường cũ.xuất thần.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. và cộng sự.Ảnh hưởng của quá trình cán nguội có kiểm soát đối với cấu trúc vi mô và tính chất cơ học của thép không gỉ SAF 2507 siêu song công biến đổi xeri.trường cũ.khoa học.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. và cộng sự.Các đặc tính cấu trúc và cơ học gây ra bởi biến dạng nhiệt của thép không gỉ SAF 2507 siêu song công biến đổi xeri.J. Trường cũ.bể chứa.công nghệ.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Ảnh hưởng của các nguyên tố đất hiếm đến đặc tính oxy hóa ở nhiệt độ cao của thép austenit. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Ảnh hưởng của các nguyên tố đất hiếm đến đặc tính oxy hóa ở nhiệt độ cao của thép austenit.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. và Zheng K. Ảnh hưởng của các nguyên tố đất hiếm đến tính chất của thép austenit trong quá trình oxy hóa ở nhiệt độ cao. 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. và Zheng K. Ảnh hưởng của các nguyên tố đất hiếm đến tính chất của thép austenit ở quá trình oxy hóa ở nhiệt độ cao.koros.khoa học.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ảnh hưởng của Ce đến cấu trúc vi mô và tính chất của thép không gỉ siêu ferit 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ảnh hưởng của Ce đến cấu trúc vi mô và tính chất của thép không gỉ siêu ferit 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. và Sun S. Ảnh hưởng của Se đến cấu trúc vi mô và tính chất của thép không gỉ superferit 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影响。 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ảnh hưởng của Ce đến cấu trúc vi mô và tính chất của thép không gỉ siêu cứng 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr- 3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ảnh hưởng của Ce đến cấu trúc vi mô và tính chất của thép không gỉ superferit 27Cr-3,8Mo-2Ni.dấu sắt.Steelmak 47, 67–76 (2020).