Дзякуй за наведванне сайта Nature.com. Версія браўзера, якой вы карыстаецеся, мае абмежаваную падтрымку CSS. Для найлепшага карыстання рэкамендуем выкарыстоўваць абноўлены браўзер (або адключыць рэжым сумяшчальнасці ў Internet Explorer). Тым часам, каб забяспечыць бесперапынную падтрымку, мы будзем адлюстроўваць сайт без стыляў і JavaScript.
Шырока выкарыстоўваная нержавеючая сталь і яе каваныя версіі ўстойлівыя да карозіі ў навакольных умовах дзякуючы пасівацыйнаму пласту, які складаецца з аксіду хрому. Карозія і эрозія сталі традыцыйна асацыююцца з разбурэннем гэтых слаёў, але рэдка на мікраскапічным узроўні, у залежнасці ад паходжання неаднастайнасці паверхні. У гэтай працы нанамаштабная хімічная неаднароднасць паверхні, выяўленая спектраскапічнай мікраскапіяй і хемаметрычным аналізам, нечакана дамінуе ў раскладанні і карозіі халоднакатанай мадыфікаванай цэрыем супердуплекснай нержавеючай сталі 2507 (SDSS) падчас яе гарачай дэфармацыі. іншы бок. Нягледзячы на ​​тое, што рэнтгенаўская фотаэлектронная мікраскапія паказала адносна раўнамернае пакрыццё натуральнага пласта Cr2O3, халоднакатаная SDSS паказала дрэнныя вынікі пасівацыі з-за лакалізаванага размеркавання нанаастраўкоў, багатых Fe3+, на пласце аксіду Fe/Cr. Гэтыя веды на атамным узроўні забяспечваюць глыбокае разуменне карозіі нержавеючай сталі і, як чакаецца, дапамогуць у барацьбе з карозіяй падобных высокалегаваных металаў.
З моманту вынаходніцтва нержавеючай сталі каразійная ўстойлівасць ферахромавых сплаваў тлумачыцца хромам, які ўтварае моцны аксід/аксігідраксід, што праяўляе пасівацыю ў большасці асяроддзяў. У параўнанні з традыцыйнымі (аўстэнітнымі і ферытнымі) нержавеючымі сталямі, супердуплексныя нержавеючыя сталі (SDSS) з лепшай каразійнай устойлівасцю маюць лепшыя механічныя ўласцівасці1,2,3. Павышаная механічная трываласць дазваляе ствараць больш лёгкія і кампактныя канструкцыі. Наадварот, эканамічная SDSS мае высокую ўстойлівасць да кропкавай і шчыліннай карозіі, што прыводзіць да больш працяглага тэрміну службы і больш шырокага прымянення ў барацьбе з забруджваннем, хімічных кантэйнерах і афшорнай нафтагазавай прамысловасці4. Аднак вузкі дыяпазон тэмператур тэрмічнай апрацоўкі і дрэнная фармавальнасць перашкаджаюць яе шырокаму практычнаму прымяненню. Таму SDSS была мадыфікавана для паляпшэння вышэйзгаданых уласцівасцей. Напрыклад, мадыфікацыя Ce і высокае ўтрыманне N 6, 7, 8 былі ўведзены ў 2507 SDSS (Ce-2507). Падыходная канцэнтрацыя 0,08 мас.% рэдказямельнага элемента (Ce) аказвае станоўчы ўплыў на механічныя ўласцівасці DSS, паколькі паляпшае драбненне зерня і трываласць межаў зерня. Таксама былі палепшаны зносаўстойлівасць і каразійная ўстойлівасць, трываласць на расцяжэнне і мяжа цякучасці, а таксама апрацоўвальнасць у гарачым стане9. Вялікая колькасць азоту можа замяніць дарагі нікель, што робіць SDSS больш эканамічна эфектыўным10.
Нядаўна SDSS падвяргалі пластычнай дэфармацыі пры розных тэмпературах (нізкіх, халодных і гарачых) для дасягнення выдатных механічных уласцівасцей6,7,8. Аднак выдатная каразійная ўстойлівасць SDSS абумоўлена наяўнасцю тонкай аксіднай плёнкі на паверхні, на якую ўплывае мноства фактараў, такіх як наяўнасць многіх фаз з рознымі межамі зерняў, непажаданыя выпадзенні і розныя рэакцыі. Унутраная неаднародная мікраструктура розных аўстэнітных і ферытных фаз дэфармуецца7. Такім чынам, вывучэнне мікрадаменных уласцівасцей такіх плёнак на ўзроўні электроннай структуры мае вырашальнае значэнне для разумення карозіі SDSS і патрабуе складаных эксперыментальных метадаў. Да гэтага часу павярхоўна-адчувальныя метады, такія як электронная спектраскапія Ожэ11 і рэнтгенаўская фотаэлектронная спектраскапія12,13,14,15, а таксама сістэма жорсткага рэнтгенаўскага фотаэлектроннага фотаэлектроннага спектру, адрозніваюць, але часта не могуць падзяліць, хімічныя станы аднаго і таго ж элемента ў розных кропках прасторы на нанамаштабе. Некалькі нядаўніх даследаванняў звязалі лакальнае акісленне хрому з назіранымі каразійнымі паводзінамі аўстэнітных нержавеючых сталей 17, мартэнсітных нержавеючых сталей 18 і SDSS 19, 20. Аднак гэтыя даследаванні ў асноўным сканцэнтраваны на ўплыве гетэрагеннасці Cr (напрыклад, ступені акіслення Cr3+) на каразійную ўстойлівасць. Латэральная гетэрагеннасць у ступенях акіслення элементаў можа быць выклікана рознымі злучэннямі з аднолькавымі складовымі элементамі, такімі як аксіды жалеза. Гэтыя злучэнні маюць невялікі памер, які шчыльна прылягае адзін да аднаго пасля тэрмамеханічнай апрацоўкі, але адрозніваюцца па складзе і ступені акіслення 16, 21. Такім чынам, выяўленне разбурэння аксідных плёнак і наступнага пітынгу патрабуе разумення неаднастайнасці паверхні на мікраскапічным узроўні. Нягледзячы на ​​гэтыя патрабаванні, колькасныя ацэнкі, такія як латэральная гетэрагеннасць акіслення, асабліва жалеза ў нана/атамным маштабе, усё яшчэ адсутнічаюць, і іх значэнне для каразійнай устойлівасці застаецца невывучаным. Да нядаўняга часу хімічны стан розных элементаў, такіх як Fe і Ca, колькасна апісваўся на сталёвых узорах з выкарыстаннем мяккай рэнтгенаўскай фотаэлектроннай мікраскапіі (X-PEEM) у нанамаштабных сінхратронных выпраменьвальных устаноўках. У спалучэнні з хімічна адчувальнымі метадамі рэнтгенаўскай абсарбцыйнай спектраскапіі (XAS), X-PEEM дазваляе праводзіць вымярэнні XAS з высокім прасторавым і спектральным разрозненнем, забяспечваючы хімічную інфармацыю аб элементарным складзе і яго хімічным стане з прасторавым разрозненнем аж да нанаметровага маштабу 23. Гэта спектраскапічнае назіранне месца ініцыяцыі пад мікраскопам палягчае лакальныя хімічныя эксперыменты і можа прасторава прадэманстраваць раней невывучаныя хімічныя змены ў пласце Fe.
Гэта даследаванне пашырае перавагі PEEM у выяўленні хімічных адрозненняў на нанамаштабе і прадстаўляе глыбокі метад аналізу паверхні на атамным узроўні для разумення каразійнай паводзін Ce-2507. У ім выкарыстоўваюцца кластарныя хемаметрычныя дадзеныя K-сярэдніх24 для картаграфавання глабальнага хімічнага складу (неаднароднасці) элементаў, якія ўдзельнічаюць у працэсе, прычым іх хімічныя станы прадстаўлены ў статыстычным прадстаўленні. У адрозненне ад традыцыйнага выпадку карозіі, выкліканай прабоем плёнкі аксіду хрому, бягучая дрэнная пасівацыя і нізкая каразійная ўстойлівасць тлумачацца лакалізаванымі багатымі на Fe3+ нанаастраўкамі паблізу пласта аксіду Fe/Cr, што можа быць вынікам ахоўных аксідаў. У месцы прабоя ўтвараецца плёнка, якая выклікае карозію.
Каразійныя ўласцівасці дэфармаванага SDSS 2507 былі ўпершыню ацэнены з дапамогай электрахімічных вымярэнняў. На мал. 1 паказаны крывыя Найквіста і Бодэ для выбраных узораў у кіслых (pH = 1) водных растворах FeCl3 пры пакаёвай тэмпературы. Абраны электраліт дзейнічае як моцны акісляльнік, характарызуючы тэндэнцыю пасівацыйнай плёнкі да разбурэння. Нягледзячы на ​​тое, што матэрыял не падвяргаўся стабільнай кропкавай карозіі пры пакаёвай тэмпературы, гэтыя аналізы далі ўяўленне аб патэнцыйных падзеях разбурэння і посткаразійных працэсах. Эквівалентная схема (мал. 1d) была выкарыстана для апраксімацыі спектраў электрахімічнай імпеданснай спектраскапіі (ЭІС), і адпаведныя вынікі апраксімацыі паказаны ў табліцы 1. Няпоўныя паўкругі з'яўляліся пры выпрабаванні ўзораў, апрацаваных на раствор і гарачай апрацоўкі, у той час як адпаведныя сціснутыя паўкругі былі халоднакатаныя (мал. 1b). У спектры ЭІС радыус паўкруга можна разглядаць як палярызацыйны супраціў (Rp)25,26. Значэнне Rp для SDSS, апрацаванага на цвёрды раствор, у табліцы 1 складае каля 135 кОм см-2, аднак для гарачаапрацоўванага і халоднакатанага SDSS мы бачым значна ніжэйшыя значэнні - 34,7 і 2,1 кОм см-2 адпаведна. Гэта значнае зніжэнне Rp сведчыць аб негатыўным уплыве пластычнай дэфармацыі на пасівацыю і каразійную стойкасць, як паказана ў папярэдніх паведамленнях 27, 28, 29, 30.
a Дыяграмы Найквіста, b, c Дыяграмы імпедансу і фазы Бодэ, а таксама мадэль эквівалентнай схемы для d, дзе RS — супраціўленне электраліта, Rp — палярызацыйнае супраціўленне, а QCPE — аксід элемента пастаяннай фазы, які выкарыстоўваецца для мадэлявання неідэальнай ёмістасці (n). Вымярэнні EIS праводзіліся пры патэнцыяле халастога ходу.
Канстанты першага парадку паказаны на дыяграме Бодэ, а плато высокіх частот прадстаўляе супраціўленне электраліта RS26. Па меры зніжэння частаты імпеданс павялічваецца і выяўляецца адмоўны фазавы кут, што сведчыць аб дамінаванні ёмістасці. Фазавы кут павялічваецца, захоўваючы сваё максімальнае значэнне ў адносна шырокім дыяпазоне частот, а затым памяншаецца (мал. 1c). Аднак ва ўсіх трох выпадках гэта максімальнае значэнне ўсё яшчэ менш за 90°, што сведчыць аб неідэальных ёмістных паводзінах з-за ёмістнай дысперсіі. Такім чынам, пастаянны фазавы элемент QCPE (CPE) выкарыстоўваецца для прадстаўлення размеркавання міжфазнай ёмістасці, атрыманага з-за шурпатасці або неаднастайнасці паверхні, асабліва з пункту гледжання атамнага маштабу, фрактальнай геаметрыі, парыстасці электрода, неаднароднага патэнцыялу і размеркавання току, якое залежыць ад паверхні. Геаметрыя электрода31,32. Імпеданс CPE:
дзе j — уяўны лік, а ω — вуглавая частата. QCPE — гэта пастаянная, незалежная ад частаты, прапарцыйная актыўнай адкрытай плошчы электраліта. n — гэта безразмерны ступенны лік, які апісвае адхіленне ад ідэальных ёмістных уласцівасцей кандэнсатара, г.зн. чым бліжэй n да 1, тым бліжэй CPE да чыстай ёмістасці, а калі n блізка да нуля, то гэта супраціўленне. Невялікае адхіленне n, блізкае да 1, сведчыць аб неідэальных ёмістных уласцівасці паверхні пасля выпрабаванняў на палярызацыю. QCPE халоднакатанага SDSS значна вышэйшы, чым у аналагічных вырабаў, што азначае, што якасць паверхні менш аднастайная.
У адпаведнасці з большасцю ўласцівасцей каразійнай устойлівасці нержавеючых сталей, адносна высокае ўтрыманне хрому ў SDSS звычайна прыводзіць да найвышэйшай каразійнай устойлівасці SDSS дзякуючы наяўнасці пасіўнай ахоўнай аксіднай плёнкі на паверхні17. Гэтая пасівуючая плёнка звычайна багатая аксідамі і/або гідраксідамі Cr3+, у асноўным утрымліваючы аксіды Fe2+, Fe3+ і/або (оксі)гідраксіды33. Нягледзячы на ​​аднолькавую аднастайнасць паверхні, пасівуючы аксідны пласт і адсутнасць бачных разбурэння на паверхні, што вызначаецца мікраскапічнымі выявамі6,7, каразійныя паводзіны гарачаапрацаваных і халоднакатаных SDSS адрозніваюцца і таму патрабуюць паглыбленага вывучэння дэфармацыйнай мікраструктуры і структурных характарыстык сталі.
Мікраструктура дэфармаванай нержавеючай сталі была колькасна даследавана з выкарыстаннем унутранага і сінхратроннага высокаэнергетычнага рэнтгенаўскага выпраменьвання (дадатковыя малюнкі 1, 2). Падрабязны аналіз прадстаўлены ў дадатковай інфармацыі. Нягледзячы на ​​тое, што гэта ў асноўным адпавядае тыпу асноўнай фазы, былі выяўлены адрозненні ў аб'ёмных долях фаз, якія пералічаны ў дадатковай табліцы 1. Розніца можа быць звязана з неаднароднай фазавай доляй на паверхні і аб'ёмнай доляй (XRD), якая падвяргаецца рознай глыбіні выяўлення пры выкарыстанні рэнтгенаўскай дыфракцыі з рознымі крыніцамі энергіі падаючых фатонаў. Адносна большая доля аўстэніту ў халоднакатаных узорах, вызначаная з дапамогай XRD з лабараторнай крыніцы, сведчыць аб лепшай пасівацыі і, адпаведна, лепшай каразійнай устойлівасці35, у той час як больш дакладныя і статыстычныя вынікі паказваюць на супрацьлеглыя тэндэнцыі ў прапорцыях фаз. Акрамя таго, каразійная ўстойлівасць сталі таксама залежыць ад ступені драбнення зерня, памяншэння памеру зерня, павелічэння мікрадэфармацый і шчыльнасці дыслакацый, якія ўзнікаюць падчас тэрмамеханічнай апрацоўкі36,37,38. Гарачаапрацаваныя ўзоры маюць больш зерністую структуру, што сведчыць пра мікронныя памеры зерняў, у той час як гладкія кольцы, якія назіраюцца ў халоднакатаных узорах (Дадатковы мал. 3), сведчаць пра значнае драбненне зерняў да нанамаштабу ў папярэдняй працы6, што павінна спрыяць пасівацыі плёнкі. Утварэнне і павышэнне каразійнай стойкасці. Больш высокая шчыльнасць дыслакацый звычайна звязана з меншай устойлівасцю да кропкавай атытоўкі, што добра адпавядае электрахімічным вымярэнням.
Змены хімічных станаў мікрадаменаў элементарных элементаў сістэматычна вывучаліся з дапамогай рэнтгенавага рэнтгенавага электронна-эмісійнага электрофазернага аналізу (РЭЭМ). Нягледзячы на ​​багацце легіруючых элементаў, тут былі абраныя Cr, Fe, Ni і Ce39, таму што Cr з'яўляецца ключавым элементам для фарміравання пасівацыйнай плёнкі, Fe з'яўляецца асноўным элементам у сталі, а Ni ўзмацняе пасівацыю і ўраўнаважвае структуру ферыт-аўстэнітнай фазы і мае мэту мадыфікацыі Ce. Рэгулюючы энергію сінхратроннага выпраменьвання, паверхневае пакрыццё RAS з асноўнымі характарыстыкамі Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) і Ce (край M4.5). Гарачае фармаванне і халодная пракатка Ce-2507 SDSS. Адпаведны аналіз дадзеных быў праведзены шляхам уключэння энергетычнай каліброўкі з апублікаванымі дадзенымі (напрыклад, XAS 40, 41 на Fe L2, 3 краях).
На мал. 2 паказаны выявы X-PEEM гарачаапрацаванага (мал. 2a) і халоднакатанага (мал. 2d) Ce-2507 SDSS і адпаведныя XAS-краі Cr і Fe L2,3 у асобна пазначаных месцах. Край L2,3 XAS-спектраскопа дантуе незанятыя 3d-станы пасля фотаўзбуджэння электронаў на ўзроўнях спін-арбітальнага расшчаплення 2p3/2 (край L3) і 2p1/2 (край L2). Інфармацыя аб валентным стане Cr была атрымана з XAS на краі L2,3 на мал. 2b, e. Параўнанне з judges.42,43 паказала, што паблізу краю L3 назіраліся чатыры пікі, названыя A (578,3 эВ), B (579,5 эВ), C (580,4 эВ) і D (582,2 эВ), якія адлюстроўваюць актаэдрычны Cr3+, які адпавядае іону Cr2O3. Эксперыментальныя спектры адпавядаюць тэарэтычным разлікам, паказаным на панэлях b і e, атрыманым з некалькіх разлікаў крышталічнага поля на мяжы Cr L2.3 з выкарыстаннем крышталічнага поля 2,0 эВ44. Абедзве паверхні гарачаапрацоўванага і халоднакатанага SDSS пакрытыя адносна аднастайным пластом Cr2O3.
a) цеплавое выява тэрмічна дэфармаванага SDSS, атрыманага з дапамогай рэнтгенаўскага PEEM-спектра, якое адпавядае b краю Cr L2.3 і c краю Fe L2.3, d) цеплавое выява халоднакатанага SDSS, атрыманага з дапамогай рэнтгенаўскага PEEM-спектра, якое адпавядае e краю Cr L2.3 і f краю Fe L2 .3 (f). Спектры XAS пабудаваныя ў розных прасторавых пазіцыях, пазначаных на цеплавых выявах (a, d), аранжавыя пункцірныя лініі ў (b) і (e) прадстаўляюць мадэляваныя спектры XAS Cr3+ са значэннем крышталічнага поля 2,0 эВ. Для выяў X-PEEM выкарыстоўвайце цеплавую палітру для паляпшэння чытальнасці выявы, дзе колеры ад сіняга да чырвонага прапарцыйныя інтэнсіўнасці паглынання рэнтгенаўскіх прамянёў (ад нізкага да высокага).
Незалежна ад хімічнага асяроддзя гэтых металічных элементаў, хімічны стан дабавак легіруючых элементаў Ni і Ce для абодвух узораў заставаўся нязменным. Дадатковы малюнак. На малюнках 5-9 паказаны выявы X-PEEM і адпаведныя спектры XAS для Ni і Ce ў розных месцах на паверхні гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў. Ni XAS паказвае ступені акіслення Ni2+ па ўсёй вымеранай паверхні гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў (Дадатковае абмеркаванне). Варта адзначыць, што ў выпадку гарачаапрацаваных узораў сігнал XAS Ce не назіраўся, у той час як у выпадку халоднакатаных узораў назіраўся спектр Ce3+. Назіранне плям Ce ў халоднакатаных узорах паказала, што Ce ў асноўным з'яўляецца ў выглядзе асадкаў.
У тэрмічна дэфармаваным SDSS не назіралася лакальных структурных змен у XAS на краі Fe L2,3 (мал. 2c). Аднак матрыца Fe мікрарэгіянальна змяняе свой хімічны стан у сямі выпадкова выбраных кропках халоднакатанага SDSS, як паказана на мал. 2f. Акрамя таго, каб атрымаць дакладнае ўяўленне аб зменах стану Fe ў выбраных месцах на мал. 2f, былі праведзены лакальныя даследаванні паверхні (мал. 3 і дадатковы мал. 10), у якіх былі выбраны меншыя круглыя ​​вобласці. Спектры XAS краю Fe L2,3 сістэм α-Fe2O3 і актаэдрычных аксідаў Fe2+ былі мадэляваны з дапамогай некалькіх разлікаў крышталічнага поля з выкарыстаннем крышталічных палёў 1,0 (Fe2+) і 1,0 (Fe3+)44. Заўважым, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47, а FeO45 — гэта фармальна двухвалентны аксід Fe2+ (3d6). Заўважым, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47, а FeO45 — гэта фармальна двухвалентны аксід Fe2+ (3d6).Звярніце ўвагу, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 спалучае ў сабе як Fe2+, так і Fe3+,47 а FeO45 — у выглядзе фармальна двухвалентнага аксіду Fe2+ (3d6).Звярніце ўвагу, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розную лакальную сіметрыю45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47 а FeO45 дзейнічае як фармальны двухвалентны аксід Fe2+ (3d6). Усе іоны Fe3+ у α-Fe2O3 маюць толькі пазіцыі Oh, у той час як γ-Fe2O3 звычайна прадстаўлены шпінеллю Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]egO4 з вакансіямі ў пазіцыях eg. Такім чынам, іоны Fe3+ у γ-Fe2O3 маюць як пазіцыі Td, так і пазіцыі Oh. Як ужо згадвалася ў папярэдняй працы45, хоць суадносіны інтэнсіўнасці гэтых двух іонаў адрозніваецца, іх суадносіны інтэнсіўнасці eg/t2g складае ≈1, у той час як у гэтым выпадку назіранае суадносіны інтэнсіўнасці eg/t2g складае каля 1. Гэта выключае магчымасць таго, што ў бягучай сітуацыі прысутнічае толькі Fe3+. У выпадку Fe3O4 з Fe2+ і Fe3+ першая асаблівасць, якая, як вядома, мае больш слабы (больш моцны) край L3 для Fe, сведчыць пра меншую (большую) колькасць незанятых станаў t2g. Гэта датычыцца Fe2+ (Fe3+), што паказвае, што першая асаблівасць павелічэння сведчыць пра павелічэнне ўтрымання Fe2+47. Гэтыя вынікі паказваюць, што суіснаванне Fe2+ і γ-Fe2O3, α-Fe2O3 і/або Fe3O4 дамінуе на халоднакатанай паверхні кампазітаў.
Павялічаныя фотаэлектронныя цеплавізійныя выявы XAS-спектраў (a, c) і (b, d), якія перасякаюць край FeL2,3 у розных прасторавых пазіцыях у межах выбраных абласцей 2 і E на мал. 2d.
Атрыманыя эксперыментальныя дадзеныя (мал. 4a і дадатковы мал. 11) пабудаваны на графіку і параўнаны з дадзенымі для чыстых злучэнняў 40, 41, 48. Тры розныя тыпы эксперыментальна назіраных спектраў XAS з L-краем Fe (XAS-1, XAS-2 і XAS-3: мал. 4a). У прыватнасці, спектр 2-a (пазначаны як XAS-1) на мал. 3b, а затым спектр 2-b (пазначаны як XAS-2) назіраліся па ўсёй вобласці дэтэктавання, у той час як спектры, падобныя на E-3, назіраныя на мал. 3d (пазначаны як XAS-3), назіраліся ў пэўных месцах. Як правіла, для ідэнтыфікацыі існуючых валентных станаў ва ўзоры, які даследуецца, выкарыстоўваліся чатыры параметры: (1) спектральныя характарыстыкі L3 і L2, (2) энергетычныя пазіцыі характарыстык L3 і L2, (3) рознасць энергій L3-L2, (4) суадносіны інтэнсіўнасцей L2/L3. Згодна з візуальнымі назіраннямі (мал. 4а), усе тры кампаненты жалеза, а менавіта Fe0, Fe2+ і Fe3+, прысутнічаюць на паверхні даследаванага SDSS. Разлічанае суадносіны інтэнсіўнасці L2/L3 таксама сведчыць аб прысутнасці ўсіх трох кампанентаў.
Мадэляваныя XAS-спектры Fe з трыма рознымі назіранымі эксперыментальнымі дадзенымі (суцэльныя лініі XAS-1, XAS-2 і XAS-3 адпавядаюць 2-a, 2-b і E-3 на мал. 2 і 3). Параўнанне. Актаэдры Fe2+, Fe3+ са значэннямі крышталічнага поля 1,0 эВ і 1,5 эВ адпаведна, эксперыментальныя дадзеныя, вымераныя з дапамогай bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) і адпаведныя аптымізаваныя дадзеныя LCF (суцэльная чорная лінія), а таксама ў выглядзе XAS-3-спектраў са стандартамі Fe3O4 (змешаны стан Fe) і Fe2O3 (чысты Fe3+).
Для колькаснага вызначэння складу аксіду жалеза выкарыстоўваўся метад лінейнай камбінацыі (ЛКФ) трох стандартаў 40, 41, 48. ЛКФ быў рэалізаваны для трох выбраных спектраў XAS з L-краем Fe, якія паказваюць найбольшы кантраст, а менавіта XAS-1, XAS-2 і XAS-3, як паказана на мал. 4b–d. Для апраксімацыі ЛКФ ва ўсіх выпадках улічвалася 10% Fe0 з-за таго, што мы назіралі невялікі выступ ва ўсіх дадзеных, а таксама з-за таго, што металічнае жалеза з'яўляецца асноўным кампанентам сталі. І сапраўды, глыбіня выпрабавання X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за разліковую таўшчыню акісляльнага пласта (крыху > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. І сапраўды, глыбіня выпрабавання X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за разліковую таўшчыню акісляльнага пласта (крыху > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. Фактычна, пробная глыбіня X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больш, чым меркаваная таўшчыня пласта акіслення (нямнога > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасіўным слоем. І сапраўды, глыбіня зонда X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за меркаваную таўшчыню акісленага пласта (крыху >4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 нм）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 нм） 49 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 нм） 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 信号Фактычна, выяўленая глыбіня Fe (~ 6 нм) 49 з X-PEEM больш, чым меркаваная таўшчыня аксіднага пласта (нямнога пры дапамозе > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) ніжэй пасіўнага пласта. Фактычна, глыбіня выяўлення Fe (~6 нм)49 з дапамогай X-PEEM большая за чаканую таўшчыню аксіднага пласта (крыху > 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. .Для пошуку найлепшага магчымага рашэння для назіраных эксперыментальных дадзеных былі выкананы розныя камбінацыі Fe2+ і Fe3+. На мал. 4b паказаны спектр XAS-1 для камбінацыі Fe2+ і Fe3+, дзе прапорцыі Fe2+ і Fe3+ былі падобнымі прыкладна на 45%, што сведчыць аб змешаных ступенях акіслення Fe. У той жа час для спектру XAS-2 працэнт Fe2+ і Fe3+ складае ~30% і 60% адпаведна. Fe2+ ​​меншы за Fe3+. Суадносіны Fe2+ да Fe3, роўнае 1:2, азначае, што Fe3O4 можа ўтварацца пры аднолькавым суадносінах паміж іонамі Fe. Акрамя таго, для спектру XAS-3 працэнт Fe2+ і Fe3+ складае ~10% і 80%, што сведчыць аб больш высокім пераўтварэнні Fe2+ у Fe3+. Як ужо згадвалася вышэй, Fe3+ можа паходзіць з α-Fe2O3, γ-Fe2O3 або Fe3O4. Каб зразумець найбольш верагодную крыніцу Fe3+, спектр XAS-3 быў пабудаваны з рознымі стандартамі Fe3+ на малюнку 4e, што паказвае падабенства з абодвума стандартамі пры разглядзе піка B. Аднак інтэнсіўнасць пікаў плячэй (A: ад Fe2+) і суадносіны інтэнсіўнасці B/A паказваюць, што спектр XAS-3 блізкі, але не супадае са спектрам γ-Fe2O3. У параўнанні з аб'ёмным γ-Fe2O3, пік Fe2p XAS A SDSS мае крыху вышэйшую інтэнсіўнасць (мал. 4e), што сведчыць аб больш высокай інтэнсіўнасці Fe2+. Нягледзячы на ​​тое, што спектр XAS-3 падобны да спектру γ-Fe2O3, дзе Fe3+ прысутнічае ў пазіцыях Oh і Td, ідэнтыфікацыя розных валентных станаў і каардынацыі толькі ўздоўж краю L2,3 або суадносін інтэнсіўнасці L2/L3 застаецца праблемай. Гэта тэма працягваецца абмеркавання з-за складанасці розных фактараў, якія ўплываюць на канчатковы спектр41.
Акрамя спектральных адрозненняў у хімічным стане выбраных абласцей цікавасці, апісаных вышэй, глабальная хімічная неаднароднасць ключавых элементаў Cr і Fe таксама была ацэненая шляхам класіфікацыі ўсіх спектраў XAS, атрыманых на паверхні ўзору, з выкарыстаннем метаду кластэрызацыі K-сярэдніх. . Профілі краёў Cr L устаноўлены для ўтварэння двух аптымальных кластараў, прасторава размеркаваных у гарачаапрацаваных і халоднакатаных узорах, паказаных на мал. 5. Відавочна, што ніякія лакальныя структурныя змены не ўспрымаюцца як падобныя, паколькі два цэнтроіды спектраў XAS Cr параўнальныя. Гэтыя спектральныя формы двух кластараў амаль ідэнтычныя тым, якія адпавядаюць Cr2O342, што азначае, што пласты Cr2O3 размешчаны адносна раўнамерна на SDSS.
Cr L — гэта кластары краёвай вобласці, а b — адпаведныя цэнтроіды XAS. Вынікі параўнання K-means X-PEEM халоднакатанага SDSS: c Cr L2.3 — краёвая вобласць K-means кластараў, а d — адпаведныя цэнтроіды XAS.
Для ілюстрацыі больш складаных карт краёў FeL былі выкарыстаны чатыры і пяць аптымізаваных кластараў і звязаныя з імі цэнтроіды (спектральныя профілі) для гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў адпаведна. Такім чынам, працэнт (%) Fe2+ і Fe3+ можна атрымаць шляхам апраксімацыі LCF, паказанай на мал. 4. Псеўдаэлектродны патэнцыял Epseudo як функцыя Fe0 быў выкарыстаны для выяўлення мікрахімічнай неаднастайнасці паверхневай аксіднай плёнкі. Epseudo прыблізна ацэньваецца па правілу змешвання,
дзе (E_{\rm{Fe}/Fe}^{2 + (3 + )}}) роўна (Fe} + 2e^ – \rm {Fe}^{2 + (3 + )}), 0,440 і 0,036 В адпаведна. Вобласці з ніжэйшым патэнцыялам маюць больш высокае ўтрыманне злучэння Fe3+. Размеркаванне патэнцыялу ў тэрмічна дэфармаваных узорах мае слаісты характар ​​з максімальным змяненнем каля 0,119 В (мал. 6a, b). Гэтае размеркаванне патэнцыялу цесна звязана з тапаграфіяй паверхні (мал. 6a). Іншых змен у ніжэйшай ламінарнай унутранай паверхні, якія залежаць ад становішча, не назіралася (мал. 6b). Наадварот, для злучэння разнастайных аксідаў з розным утрыманнем Fe2+ і Fe3+ у халоднакатаным SDSS можна назіраць неаднастайны характар ​​псеўдапатэнцыялу (мал. 6c, d). Аксіды і/або (оксі)гідраксіды Fe3+ з'яўляюцца асноўнымі кампанентамі іржы ў сталі і пранікальныя для кіслароду і вады50. У гэтым выпадку астраўкі, багатыя Fe3+, лічацца лакальна размеркаванымі і могуць разглядацца як карозаваныя ўчасткі. У той жа час, градыент у полі патэнцыялу, а не абсалютнае значэнне патэнцыялу, можа быць выкарыстаны ў якасці індыкатара лакалізацыі актыўных цэнтраў карозіі. Гэта нераўнамернае размеркаванне Fe2+ і Fe3+ на паверхні халоднакатанага SDSS можа змяніць лакальную хімію і забяспечыць больш практычную актыўную плошчу паверхні ў рэакцыях разбурэння аксіднай плёнкі і карозіі, тым самым дазваляючы бесперапынную карозію ніжэйлеглай металічнай матрыцы, што прыводзіць да ўнутранай карозіі. неаднароднасць уласцівасцей і зніжэнне ахоўных уласцівасцей пасівуючага пласта.
K-сярэднія кластары і адпаведныя імгненныя асцыляцыйныя зонды (XAS) у краёвай вобласці Fe L2.3 гарачадэфармаванага рэнтгенаўскага PEEM ac і df халоднакатанага SDSS. a, d К-сярэднія кластарныя графікі, накладзеныя на выявы X-PEEM. Разлічаны псеўдаэлектродны патэнцыял (Epseudo) згадваецца разам з К-сярэднім кластарным графікам. Яркасць выявы X-PEEM, як і колер на мал. 2, прапарцыйная інтэнсіўнасці паглынання рэнтгенаўскіх прамянёў.
Адносна аднастайны Cr, але розны хімічны стан Fe прыводзіць да розных пашкоджанняў аксіднай плёнкі і карозіі ў гарачаапрацоўваным і халоднакатаным Ce-2507. Гэта ўласцівасць халоднакатанага Ce-2507 добра вывучана. Што тычыцца ўтварэння аксідаў і гідраксідаў Fe ў навакольным паветры ў гэтай амаль нейтральнай апрацоўцы, рэакцыі наступныя:
Вышэйзгаданыя рэакцыі адбываюцца ў наступных сцэнарыях, заснаваных на аналізе X-PEEM. Невялікае плячо, якое адпавядае Fe0, звязана з ніжэйлеглым металічным жалезам. Рэакцыя металічнага Fe з навакольным асяроддзем прыводзіць да ўтварэння пласта Fe(OH)2 (раўнанне (5)), які ўзмацняе сігнал Fe2+ у XAS Fe L-краю. Працяглы ўздзеянне паветра можа прывесці да ўтварэння аксідаў Fe3O4 і/або Fe2O3 пасля Fe(OH)252,53. Дзве стабільныя формы Fe, Fe3O4 і Fe2O3, таксама могуць утварацца ў багатым на Cr3+ ахоўным пласце, з якіх Fe3O4 аддае перавагу аднастайнай і ліпкай структуры. Прысутнасць абедзвюх прыводзіць да змешаных ступеней акіслення (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 у асноўным адпавядае Fe3O4. У той час як назіранне спектраў XAS-3 у некалькіх месцах паказала поўнае пераўтварэнне ў γ-Fe2O3. Паколькі глыбіня пранікнення разгорнутых рэнтгенаўскіх прамянёў складае каля 50 нм, сігнал ад ніжняга пласта прыводзіць да больш высокай інтэнсіўнасці піка A.
Спектр РФА паказвае, што кампанент Fe ў аксіднай плёнцы мае слаістую структуру ў спалучэнні са слоем аксіду Cr. У адрозненне ад прыкмет пасівацыі з-за лакальнай неаднароднасці Cr2O3 падчас карозіі, нягледзячы на ​​аднастайны слой Cr2O3 у гэтай працы, у гэтым выпадку назіраецца нізкая каразійная ўстойлівасць, асабліва для халоднакатаных узораў. Назіраную паводзіны можна зразумець як неаднароднасць хімічнага стану акіслення ў верхнім пласце (Fe), што ўплывае на каразійныя характарыстыкі. З-за аднолькавай стехіаметрыі верхняга пласта (аксід жалеза) і ніжняга пласта (аксід хрому)52,53 лепшае ўзаемадзеянне (адгезія) паміж імі прыводзіць да павольнага транспарту іонаў металу або кіслароду ў рашотцы, што, у сваю чаргу, прыводзіць да павышэння каразійнай устойлівасці. Такім чынам, бесперапыннае стехіаметрычнае суадносіны, г.зн. адзін стан акіслення Fe, пераважней рэзкіх стехіаметрычных змен. Дэфармаваны тэрмадынамічны SDSS мае больш аднастайную паверхню, больш шчыльны ахоўны пласт і лепшую каразійную ўстойлівасць. У той час як для халоднакатанага SDSS наяўнасць астраўкоў, багатых на Fe3+, пад ахоўным пластом парушае цэласнасць паверхні і выклікае гальванічную карозію з бліжэйшай падкладкай, што прыводзіць да рэзкага падзення Rp (табліца 1). Спектр EIS і яго каразійная ўстойлівасць зніжаюцца. Відаць, што лакальнае размеркаванне астраўкоў, багатых на Fe3+, з-за пластычнай дэфармацыі ў асноўным уплывае на каразійную ўстойлівасць, што з'яўляецца прарывам у гэтай працы. Такім чынам, у гэтым даследаванні прадстаўлены спектраскапічныя мікраскапічныя выявы зніжэння каразійнай устойлівасці ўзораў SDSS, даследаваных метадам пластычнай дэфармацыі.
Акрамя таго, хоць легіраванне рэдказямельнымі элементамі ў двухфазных сталях паказвае лепшыя вынікі, узаемадзеянне гэтага дабаўкі з асобнай сталёвай матрыцай з пункту гледжання каразійнай паводзін, згодна з дадзенымі спектраскапічнай мікраскапіі, застаецца няўлоўным. З'яўленне сігналаў Ce (праз M-краі XAS) з'яўляецца толькі ў некалькіх месцах падчас халоднай пракаткі, але знікае падчас гарачай дэфармацыі SDSS, што сведчыць аб лакальным выпадзенні Ce ў сталёвай матрыцы, а не аб аднастайным легіраванні. Хоць прысутнасць рэдказямельных элементаў не паляпшае істотна механічныя ўласцівасці SDSS6,7, яна памяншае памер уключэнняў і, як мяркуюць, перашкаджае кропкаваму ўтварэнню ў пачатковай вобласці54.
У заключэнне, гэтая праца раскрывае ўплыў паверхневай неаднароднасці на карозію 2507 SDSS, мадыфікаванага цэрыем, шляхам колькаснага вызначэння хімічнага ўтрымання нанамаштабных кампанентаў. Мы адказваем на пытанне, чаму нержавеючая сталь карадзіруе нават пад ахоўным аксідным пластом, шляхам колькаснага вызначэння яе мікраструктуры, хіміі паверхні і апрацоўкі сігналаў з выкарыстаннем кластэрызацыі K-сярэдніх. Было ўстаноўлена, што астраўкі, багатыя Fe3+, у тым ліку іх актаэдрычная і тэтраэдрычная каардынацыя па ўсёй характарыстыке змешаных Fe2+/Fe3+, з'яўляюцца крыніцай пашкоджанняў і карозіі халоднакатанай аксіднай плёнкі SDSS. Нанаастраўкі, багатыя Fe3+, прыводзяць да нізкай каразійнай устойлівасці нават пры наяўнасці дастатковага стехіаметрычнага пасівуючага пласта Cr2O3. Акрамя метадалагічных дасягненняў у вызначэнні ўплыву нанамаштабнай хімічнай неаднароднасці на карозію, чакаецца, што бягучая праца натхніць інжынерныя працэсы для паляпшэння каразійнай устойлівасці нержавеючых сталей падчас вытворчасці сталі.
Для падрыхтоўкі злітка Ce-2507 SDSS, які выкарыстоўваўся ў гэтым даследаванні, змешаны склад, які ўключае лігатурны сплаў Fe-Ce, запячатаны чыстай жалезнай трубкай, быў расплаўлены ў індукцыйнай печы сярэдняй частаты масай 150 кг для атрымання расплаўленай сталі і заліты ў форму. Вымераныя хімічныя склады (вагавыя %) прыведзены ў дадатковай табліцы 2. Зліткі спачатку гарача кавалі ў блокі. Затым іх адпальвалі пры тэмпературы 1050°C на працягу 60 хвілін для атрымання сталі ў стане цвёрдага раствора, а затым гартавалі ў вадзе да пакаёвай тэмпературы. Даследаваныя ўзоры былі падрабязна вывучаны з дапамогай прасвечвальнай электроннай мікраскапіі (ПЭМ) і датчыка электроннага электроннага электроннага сплаву (ДОЭ) для вывучэння фаз, памеру зерня і марфалогіі. Больш падрабязную інфармацыю аб узорах і вытворчым працэсе можна знайсці ў іншых крыніцах6,7.
Цыліндрычныя ўзоры (φ10 мм × 15 мм) для гарачага сціскання былі апрацаваны такім чынам, каб вось цыліндра была паралельная кірунку дэфармацыі блока. Высокатэмпературнае сцісканне праводзілася пры розных тэмпературах у дыяпазоне 1000-1150°C з выкарыстаннем цеплавога сімулятара Gleeble-3800 пры пастаяннай хуткасці дэфармацыі ў дыяпазоне 0,01-10 с-1. Перад дэфармацыяй узоры награваліся са хуткасцю 10 °C с-1 на працягу 2 хвілін пры абранай тэмпературы, каб ліквідаваць градыент тэмпературы. Пасля дасягнення аднастайнасці тэмпературы ўзор дэфармаваўся да сапраўднага значэння дэфармацыі 0,7. Пасля дэфармацыі ўзоры неадкладна гартавалі вадой, каб захаваць дэфармаваную структуру. Затым загартаваны ўзор разразаўся паралельна кірунку сціскання. Для гэтага канкрэтнага даследавання мы выбралі ўзор з умовай гарачай дэфармацыі 1050°C, 10 с-1, таму што назіраная мікрацвёрдасць была вышэйшай, чым у іншых узораў7.
Масіўныя (80 × 10 × 17 мм3) узоры цвёрдага раствора Ce-2507 выкарыстоўваліся ў трохфазным асінхронным двухвалковым млыне LG-300 з найлепшымі механічнымі ўласцівасцямі сярод усіх іншых узроўняў дэфармацыі6. Хуткасць дэфармацыі і зніжэнне таўшчыні для кожнага шляху складаюць 0,2 м·с-1 і 5% адпаведна.
Для электрахімічных вымярэнняў SDSS пасля халоднай пракаткі да 90% памяншэння таўшчыні (1,0 эквівалентнай сапраўднай дэфармацыі) і пасля гарачага прэсавання пры тэмпературы 1050°C на працягу 10 с-1 да сапраўднай дэфармацыі 0,7 выкарыстоўвалася электрахімічная рабочая станцыя Autolab PGSTAT128N. Рабочая станцыя мае трохэлектродную ячэйку з насычаным каламельным электродам у якасці электрода апоры, графітавым проціэлектродам і ўзорам SDSS у якасці рабочага электрода. Узоры былі выразаны ў цыліндры дыяметрам 11,3 мм, да бакоў якіх былі прыпаяны медныя правады. Затым узоры былі замацаваны эпаксіднай смалой, пакінуўшы рабочую адкрытую плошчу 1 см2 у якасці рабочага электрода (ніжні бок цыліндрычнага ўзору). Будзьце асцярожныя падчас зацвярдзення эпаксіднай смалы і наступнай шліфоўкі і паліроўкі, каб пазбегнуць расколін. Рабочыя паверхні былі адшліфаваны і адпаліраваны алмазнай паліравальнай суспензіяй з памерам часціц 1 мкм, прамыты дыстыляванай вадой і этанолам і высушаны на халодным паветры. Перад электрахімічнымі вымярэннямі адпаліраваныя ўзоры падвяргаліся ўздзеянню паветра на працягу некалькіх дзён для ўтварэння натуральнай аксіднай плёнкі. Водны раствор FeCl3 (6,0 мас.%), стабілізаваны да pH = 1,0 ± 0,01 з дапамогай HCl у адпаведнасці з рэкамендацыямі ASTM, выкарыстоўваецца для паскарэння карозіі нержавеючай сталі55, паколькі яна выклікае каразійную рэакцыю ў прысутнасці іонаў хлору з моцнай акісляльнай здольнасцю і нізкім pH. Экалагічныя стандарты G48 і A923. Апусціце ўзор у выпрабавальны раствор на 1 гадзіну, каб дасягнуць амаль стацыянарнага стану, перад тым як праводзіць якія-небудзь вымярэнні. Для цвёрдарастворных, гарачафармаваных і халоднакатаных узораў вымярэнні імпедансу праводзіліся пры патэнцыялах разамкнутага ланцуга (OPC) 0,39, 0,33 і 0,25 В адпаведна ў дыяпазоне частот ад 1 × 105 да 0,1 Гц з амплітудай 5 мВ. Усе хімічныя выпрабаванні паўтараліся не менш за 3 разы ў тых жа ўмовах, каб забяспечыць узнаўляльнасць дадзеных.
Для вымярэнняў HE-SXRD былі вымераны прастакутныя дуплексныя сталёвыя блокі памерам 1 × 1 × 1,5 мм3 для колькаснага вызначэння фазавага складу пучка высокаэнергетычнага віглера Брокхаўза ў CLS, Канада56. Збор дадзеных праводзіўся ў геаметрыі Дэбая-Шэрэра або геаметрыі прапускання пры пакаёвай тэмпературы. Даўжыня хвалі рэнтгенаўскага выпраменьвання, калібраваная з дапамогай калібратара LaB6, складае 0,212561 Å, што адпавядае 58 кэВ, што значна вышэй, чым у CuKα (8 кэВ), які звычайна выкарыстоўваецца ў якасці лабараторнай крыніцы рэнтгенаўскага выпраменьвання. Узор знаходзіўся на адлегласці 740 мм ад дэтэктара. Аб'ём дэтэктавання кожнага ўзору складае 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, які вызначаецца памерам пучка і таўшчынёй узору. Усе дадзеныя былі сабраны з дапамогай плоскапанэльнага дэтэктара рэнтгенаўскага выпраменьвання Perkin Elmer, пікселяў 200 мкм, 40×40 см2, часу экспазіцыі 0,3 с і 120 кадраў.
Вымярэнні рэнтгенаўскага PEEM-спектраэлектронікі (РЭЭМ) двух абраных мадэльных сістэм былі праведзены на канцавой станцыі Beamline MAXPEEM PEEM у лабараторыі MAX IV (Лунд, Швецыя). Узоры былі падрыхтаваны гэтак жа, як і для электрахімічных вымярэнняў. Падрыхтаваныя ўзоры вытрымліваліся на паветры на працягу некалькіх дзён і дэгазаваліся ў камеры звышвысокага вакууму перад апраменьваннем сінхратроннымі фатонамі. Энергетычнае разрозненне лініі прамяня было атрымана шляхам вымярэння спектру выхаду іонаў у вобласці ўзбуджэння ад N 1 с да 1\(\pi _g^ \ast\) каля hv = 401 эВ у N2 з залежнасцю энергіі фатона ад E3/2, 57. Апраксімаваныя спектры далі ΔE (шырыню спектральнай лініі) каля 0,3 эВ у вымераным дыяпазоне энергій. Такім чынам, разрозненне па энергіі лініі прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с, атрыманае з выкарыстаннем мадыфікаванага монахраматара SX-700 з крэміевай краткай памерам 1200 ліній мм−1 для краю Fe 2p L2,3, краю Cr 2p L2,3, краю Ni 2p L2,3 і краю Ce M4,5. Такім чынам, разрозненне па энергіі лініі прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с пры выкарыстанні мадыфікаванага монахраматара SX-700 з крэміевай краткай 1200 мм−1 для краю Fe 2p L2.3, краю Cr 2p L2.3, краю Ni 2p L2.3 і краю Ce M4.5. Такім чынам, энергетычнае дазвол канала пучка было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с пры выкарыстанні мадыфікаванага монохроматора SX-700 з рашоткай Si 1200 штрыхоў/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 і кромка Ce M4,5. Такім чынам, энергетычная раздзяляльная здольнасць канала прамяня была ацэненая як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 кадр/с з выкарыстаннем мадыфікаванага манахраматара SX-700 з крэмніевай краткай 1200 ліній/мм для Fe-краю 2p L2,3, Cr-краю 2p L2,3, Ni-краю 2p L2,3 і Ce-краю M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过使用带有Si 1200 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 L2,3 边缘和Ce M4,5边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 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.Такім чынам, пры выкарыстанні мадыфікаванага монахраматара SX-700 з 1200-лінейнай крэмніевай краткай. 3, хромавы край 2p L2.3, нікелевы край 2p L2.3 і цэрыевы край M4.5.Энергія фатонаў сканавання з крокам 0,2 эВ. Пры кожнай энергіі выявы PEEM былі запісаны з выкарыстаннем валаконна-злучанага CMOS-дэтэктара TVIPS F-216 з 2 x 2 кантэйнерамі, які забяспечвае разрозненне 1024 x 1024 пікселяў у полі зроку 20 мкм. Час экспазіцыі выяваў склаў 0,2 с, у сярэднім 16 кадраў. Энергія фотаэлектроннага малюнка выбрана такім чынам, каб забяспечыць максімальны сігнал другасных электронаў. Усе вымярэнні праводзіліся пры нармальным падзенні з выкарыстаннем лінейна палярызаванага пучка фатонаў. Больш падрабязную інфармацыю аб вымярэннях можна знайсці ў папярэднім даследаванні. Пасля вывучэння рэжыму дэтэктавання поўнага выхаду электронаў (TEY) і яго прымянення ў X-PEEM49, глыбіня выпрабаванняў гэтага метаду ацэньваецца прыкладна ў 4-5 нм для сігналу Cr і каля 6 нм для Fe. Глыбіня Cr вельмі блізкая да таўшчыні аксіднай плёнкі (~4 нм)60,61, у той час як глыбіня Fe большая за таўшчыню. Рэнтгенаўская дыфрактограма, сабраная на краі FeL, уяўляе сабой сумесь рэнтгенаўскай дыфрактограмы аксідаў жалеза і Fe₂O з матрыцы. У першым выпадку інтэнсіўнасць выпраменьваных электронаў паходзіць ад усіх магчымых тыпаў электронаў, якія ўносяць свой уклад у трансфармацыйны дыяпазон (TEY). Аднак сігнал чыстага жалеза патрабуе больш высокай кінетычнай энергіі, каб электроны прайшлі праз аксідны пласт да паверхні і былі сабраны аналізатарам. У гэтым выпадку сігнал Fe₂O ў асноўным абумоўлены электронамі Ожэ-спектра LVV, а таксама другаснымі электронамі, якія яны выпраменьваюць. Акрамя таго, інтэнсіўнасць TEY, унесеная гэтымі электронамі, затухае падчас шляху выхаду электрона, што яшчэ больш зніжае спектральны водгук Fe₂O на карце XAS жалеза.
Інтэграцыя аналізу дадзеных у куб дадзеных (дадзеныя X-PEEM) з'яўляецца ключавым крокам у здабыванні адпаведнай інфармацыі (хімічных або фізічных уласцівасцей) у шматмерным падыходзе. Кластэрызацыя K-сярэдніх шырока выкарыстоўваецца ў некалькіх галінах, у тым ліку ў машынным зроку, апрацоўцы малюнкаў, распазнаванні вобразаў без настаўніка, штучным інтэлекце і класіфікацыйным аналізе. Напрыклад, кластэрызацыя K-сярэдніх добра зарэкамендавала сябе пры кластэрызацыі гіперспектральных дадзеных малюнкаў. У прынцыпе, для шматфункцыянальных дадзеных алгарытм K-сярэдніх можа лёгка групаваць іх на аснове інфармацыі аб іх атрыбутах (уласцівасці энергіі фатонаў). Кластэрызацыя K-сярэдніх - гэта ітэрацыйны алгарытм для падзелу дадзеных на K неперакрываючыхся груп (кластараў), дзе кожны піксель належыць да пэўнага кластара ў залежнасці ад прасторавага размеркавання хімічнай неаднароднасці ў мікраструктурным складзе сталі. Алгарытм K-сярэдніх ўключае два этапы: на першым этапе вылічваюцца K цэнтроідаў, а на другім этапе кожнай кропцы прысвойваецца кластар з суседнімі цэнтроідамі. Цэнтр цяжару кластара вызначаецца як сярэдняе арыфметычнае значэнне кропак дадзеных (спектр XAS) для гэтага кластара. Існуюць розныя адлегласці для вызначэння суседніх цэнтроідаў як еўклідавай адлегласці. Для ўваходнага малюнка px,y (дзе x і y — разрозненне ў пікселях), CK — гэта цэнтр цяжару кластара; гэты малюнак затым можна сегментаваць (кластарызаваць) на K кластараў з дапамогай K-means63. Апошнія крокі алгарытму кластэрызацыі K-means:
Крок 2. Вылічыце прыналежнасць усіх пікселяў у адпаведнасці з бягучым цэнтроідам. Напрыклад, яна вылічваецца з эўклідавай адлегласці d паміж цэнтрам і кожным пікселем:
Крок 3. Прызначце кожны піксель бліжэйшаму цэнтроіду. Затым пералічыце K пазіцый цэнтроіда наступным чынам:
Крок 4. Паўтарайце працэс (раўнанні (7) і (8)), пакуль цэнтроіды не сыдуцца. Канчатковыя вынікі якасці кластэрызацыі моцна карэлююць з найлепшым выбарам пачатковых цэнтроідаў. Для структуры дадзеных PEEM сталёвых малюнкаў, як правіла, X (x × y × λ) з'яўляецца кубам трохмерных масіваў дадзеных, у той час як восі x і y прадстаўляюць прасторавую інфармацыю (разрозненне пікселяў), а вось λ адпавядае спектральнай карціне энергіі фатонаў. Алгарытм K-сярэдніх выкарыстоўваецца для вывучэння абласцей, якія ўяўляюць цікавасць, у дадзеных X-PEEM шляхам падзелу пікселяў (кластараў або падблокаў) у адпаведнасці з іх спектральнымі характарыстыкамі і вылучэння найлепшых цэнтроідаў (спектральных профіляў XAS) для кожнага аналіту. Ён выкарыстоўваецца для вывучэння прасторавага размеркавання, лакальных спектральных змен, паводзін акіслення і хімічных станаў. Напрыклад, алгарытм кластэрызацыі K-сярэдніх выкарыстоўваўся для абласцей L-краю Fe і L-краю Cr у гарачаапрацаваным і халоднакатаным X-PEEM. Розная колькасць K-кластараў (абласцей мікраструктуры) была пратэставана для пошуку аптымальных кластараў і цэнтроідаў. Калі гэтыя лічбы адлюстроўваюцца, пікселі перапрызначаюцца адпаведным цэнтроідам кластара. Кожнае размеркаванне колераў адпавядае цэнтру кластара, паказваючы прасторавае размяшчэнне хімічных або фізічных аб'ектаў. Атрыманыя цэнтроіды ўяўляюць сабой лінейныя камбінацыі чыстых спектраў.
Дадзеныя, якія пацвярджаюць вынікі гэтага даследавання, даступныя па разумным запыце ў адпаведнага аўтара WC.
Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння зварной дуплекснай нержавеючай сталі. Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння зварной дуплекснай нержавеючай сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкасць разбурэння сварной дуплекснай нержавеючай сталі. Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння зваранай дуплекснай нержавеючай сталі. 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. Вязкасць разбурэння сварных дуплексных нержавеючых сталей. Сіеурын, Х. і Сандстрэм, Р. Вязкасць разрушэння звараных дуплексных нержавеючых сталей.Брытанія. Дробная частка. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асобных арганічных кіслотах і асяроддзях арганічных кіслот/хларыдаў. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асобных арганічных кіслотах і асяроддзях арганічных кіслот/хларыдаў.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. і Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асяроддзях з некаторымі арганічнымі кіслотамі і арганічнымі кіслотамі/хларыдамі. Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пэнсыльванія, Потгітэр, Дж.Х. і Ван Дэр Мерве, Дж. Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітэр, Дж.Х. і Ван Дэр Мерве, Дж. 双相нержавеючая сталь在选定的organic酸和arganic酸/хлараванае асяроддзе的耐而性性。.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. і Van Der Merwe, J. Каразійная ўстойлівасць дуплексных нержавеючых сталей у асобных асяроддзях арганічных кіслот і арганічных кіслот/хларыдаў.кансервант. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. і інш. Каразійна-акісляльныя ўласцівасці дуплексных сплаваў Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Ляўкоў, Л., Шурыгін, Д., Дуб, В., Косыраў, К. і Балікоеў, А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы газу і нафты. Ляўкоў, Л., Шурыгін, Д., Дуб, В., Косыраў, К. і Балікоеў, А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы газу і нафты.Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К., Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы нафты і газу.Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К., Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання для здабычы газу і нафты. Вэбінар E3S 121, 04007 (2019).
Кінгкланг, С. і Утайсангсук, В. Даследаванне паводзін дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507 пры гарачай дэфармацыі. Metall. Кінгкланг, С. і Утайсангсук, В. Даследаванне паводзін дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507 пры гарачай дэфармацыі. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Даследаванне павядзення гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507. Metall. Кінгкланг, С. і Утайсангсук, В. Даследаванне паводзін дуплекснай нержавеючай сталі тыпу 2507 пры гарачай дэфармацыі. Метал. 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。.Кінгкланг, С. і Утайсансук, В. Даследаванне паводзін пры гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі тыпу 2507. Метал.альма-матэр. транс. 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. і інш. Уплыў кантраляванай халоднай пракаткі на мікраструктуру і механічныя ўласцівасці мадыфікаванай цэрыем супердуплекснай нержавеючай сталі SAF 2507. альма-матэр. навука. Брытанія. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. і інш. Структурныя і механічныя ўласцівасці, выкліканыя тэрмічнай дэфармацыяй мадыфікаванай цэрыем супердуплекснай нержавеючай сталі SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітнай сталі пры высокай тэмпературы пры акісленні. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітнай сталі пры высокай тэмпературы пры акісленні.Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. і Чжэн К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітнай сталі пры акісленні пры высокай тэмпературы. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К.Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. і Чжэн К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аўстэнітных сталей пры высокатэмпературным акісленні.koros. навука. 164, 108359 (2020).
Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. і Сун, С. Уплыў цэрыя на мікраструктуру і ўласцівасці звышферытных нержавеючых сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni. Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. і Сун, С. Уплыў цэрыя на мікраструктуру і ўласцівасці звышферытных нержавеючых сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni.Лі Ю., Ян Г., Цзян З., Чэнь К. і Сунь С. Уплыў Se на мікраструктуру і ўласцівасці суперферытных нержавеючых сталей 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。 Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. і Сун, С. Уплыў цэрыя на мікраструктуру і ўласцівасці нержавеючай сталі 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Уплыў Ce на мікраструктуру і ўласцівасці суперферритной нержавеючай сталі 27Cr-3,8Mo-2Ni. Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. і Сун, С. Уплыў цэрыя на мікраструктуру і ўласцівасці суперферытнай нержавеючай сталі 27Cr-3,8Mo-2Ni.Жалезны знак. Steelmak 47, 67–76 (2020).