Дзякуй за наведванне Nature.com.Версія браўзера, якую вы выкарыстоўваеце, мае абмежаваную падтрымку CSS.Для найлепшага вопыту мы рэкамендуем вам выкарыстоўваць абноўлены браўзер (або адключыць рэжым сумяшчальнасці ў Internet Explorer).Тым часам, каб забяспечыць бесперапынную падтрымку, мы будзем візуалізаваць сайт без стыляў і JavaScript.
Шырока распаўсюджаная нержавеючая сталь і яе каваныя варыянты ўстойлівыя да карозіі ў навакольных умовах дзякуючы пасіўнаму слою, які складаецца з аксіду хрому.Карозію і эрозію сталі традыцыйна звязваюць з разбурэннем гэтых слаёў, але рэдка на мікраскапічным узроўні, у залежнасці ад паходжання неаднароднасці паверхні.У гэтай працы нанамаштабная хімічная неаднароднасць паверхні, выяўленая з дапамогай спектраскапічнай мікраскапіі і хемаметрычнага аналізу, нечакана дамінуе ў працэсах раскладання і карозіі халоднакатанай супердуплекснай нержавеючай сталі 2507 (SDSS), мадыфікаванай цэрыем, падчас яе гарачай дэфармацыі.іншы бок.Хаця рэнтгенаўская фотаэлектронная мікраскапія паказала адносна раўнамернае пакрыццё натуральнага пласта Cr2O3, халоднакатаная SDSS паказала дрэнныя вынікі пасівацыі з-за лакалізаванага размеркавання багатых Fe3+ нанаастравкоў на пласце аксіду Fe/Cr.Гэтыя веды на атамным узроўні даюць глыбокае разуменне карозіі нержавеючай сталі і, як чакаецца, дапамогуць змагацца з карозіяй падобных высокалегіраваных металаў.
З моманту вынаходкі нержавеючай сталі каразійная ўстойлівасць ферахромавых сплаваў была прыпісана хрому, які ўтварае трывалы аксід/аксігідраксід, які дэманструе пасіўныя паводзіны ў большасці асяроддзяў.У параўнанні са звычайнай (аўстэнітнай і ферытнай) нержавеючай сталлю супердуплексная нержавеючая сталь (SDSS) з лепшай устойлівасцю да карозіі мае выдатныя механічныя ўласцівасці1,2,3.Падвышаная механічная трываласць дазваляе ствараць больш лёгкія і кампактныя канструкцыі.Наадварот, эканамічны SDSS мае высокую ўстойлівасць да кропкавай і шчыліннай карозіі, што забяспечвае больш працяглы тэрмін службы і больш шырокае прымяненне ў барацьбе з забруджваннем, кантэйнерах для хімічных рэчываў і марской нафтагазавай прамысловасці4.Аднак вузкі дыяпазон тэмператур тэрмічнай апрацоўкі і дрэнная формуемость перашкаджаюць яго шырокаму практычнаму прымяненню.Такім чынам, SDSS быў зменены для паляпшэння вышэйзгаданых уласцівасцяў.Напрыклад, мадыфікацыя Ce і высокія дабаўкі N 6, 7, 8 былі ўведзены ў 2507 SDSS (Ce-2507).Адпаведная канцэнтрацыя 0,08 мас.% рэдказямельнага элемента (Ce) дабратворна ўплывае на механічныя ўласцівасці DSS, паколькі паляпшае драбненне зерня і трываласць межаў зерняў.Таксама былі палепшаны зносаўстойлівасць і каразійная ўстойлівасць, трываласць на разрыў і мяжа цякучасці, а таксама здольнасць да гарачай апрацоўкі9.Вялікая колькасць азоту можа замяніць дарагое ўтрыманне нікеля, што робіць SDSS больш эканамічна эфектыўным10.
Нядаўна SDSS быў пластычна дэфармаваны пры розных тэмпературах (нізкая тэмпература, халодная і гарачая) для дасягнення выдатных механічных уласцівасцей6,7,8.Аднак выдатная каразійная ўстойлівасць SDSS абумоўлена наяўнасцю тонкай аксіднай плёнкі на паверхні, на якую ўплываюць шматлікія фактары, такія як наяўнасць многіх фаз з рознымі межамі зерняў, непажаданыя ападкі і розныя рэакцыі.унутраная неаднародная мікраструктура розных аўстэнітных і ферытных фаз дэфармуецца 7 .Такім чынам, вывучэнне ўласцівасцей мікрадаменаў такіх плёнак на ўзроўні электроннай структуры мае вырашальнае значэнне для разумення карозіі SDSS і патрабуе складаных эксперыментальных метадаў.Да гэтага часу адчувальныя да паверхні метады, такія як Ожэ-электронная спектраскапія 11 і рэнтгенаўская фотаэлектронная спектраскапія 12,13,14,15, а таксама жорсткая рэнтгенаўская фотаэлектронная фотаэлектронная сістэма адрозніваюць, але часта не могуць падзяліць хімічныя станы аднаго і таго ж элемента ў розных кропках прасторы на нанамаштабе.Некалькі нядаўніх даследаванняў звязваюць лакальнае акісленне хрому з назіранымі каразійнымі паводзінамі 17 аўстэнітных нержавеючых сталей, 18 мартенсітных нержавеючых сталей і SDSS 19, 20. Аднак гэтыя даследаванні ў асноўным сканцэнтраваны на ўплыве гетэрагеннасці Cr (напрыклад, ступені акіслення Cr3+) на каразійную ўстойлівасць.Бакавая неаднароднасць у ступенях акіслення элементаў можа быць выклікана рознымі злучэннямі з аднымі і тымі ж складовымі элементамі, напрыклад, аксідамі жалеза.Гэтыя злучэнні ўспадкоўваюць тэрмамеханічна апрацаваны невялікі памер, цесна прылеглы адзін да аднаго, але адрозніваюцца па складзе і ступені акіслення16,21.Такім чынам, выяўленне разбурэння аксідных плёнак, а затым пітынгу патрабуе разумення неаднароднасці паверхні на мікраскапічным узроўні.Нягледзячы на ​​гэтыя патрабаванні, колькасныя ацэнкі, такія як гетэрагеннасць бакавога акіслення, асабліва жалеза ў нана/атамным маштабе, усё яшчэ адсутнічаюць, і іх значэнне для каразійнай устойлівасці застаецца недаследаваным.Да нядаўняга часу хімічны стан розных элементаў, такіх як Fe і Ca, колькасна апісваўся на ўзорах сталі з дапамогай мяккай рэнтгенаўскай фотаэлектроннай мікраскапіі (X-PEEM) у нанамаштабных устаноўках сінхратроннага выпраменьвання.У спалучэнні з метадамі хімічна адчувальнай рэнтгенаўскай абсорбцыйнай спектраскапіі (XAS) X-PEEM дазваляе вымяраць XAS з высокім прасторавым і спектральным раздзяленнем, забяспечваючы хімічную інфармацыю аб элементарным складзе і яго хімічным стане з прасторавым разрозненнем аж да нанаметровага маштабу 23 .Гэта спектраскапічнае назіранне за месцам ініцыяцыі пад мікраскопам палягчае лакальныя хімічныя эксперыменты і можа прасторава прадэманстраваць раней недаследаваныя хімічныя змены ў слоі Fe.
Гэта даследаванне пашырае перавагі PEEM у выяўленні хімічных адрозненняў на нанамаштабе і прадстаўляе праніклівы метад аналізу паверхні на атамным узроўні для разумення каразійных паводзін Ce-2507.Ён выкарыстоўвае кластарныя хемаметрычныя дадзеныя K-means24 для адлюстравання глабальнага хімічнага складу (гетэрагеннасці) уключаных элементаў з іх хімічнымі станамі, прадстаўленымі ў статыстычным выглядзе.У адрозненне ад традыцыйнага выпадку карозіі, выкліканай разбурэннем плёнкі аксіду хрому, бягучая дрэнная пасівацыя і нізкая каразійная стойкасць тлумачацца лакалізаванымі нанаастравамі, багатымі Fe3+, каля пласта аксіду Fe/Cr, што можа быць вынікам ахоўных аксідаў.У месцы прабоя утворыцца плёнка, якая выклікае карозію.
Каразійныя паводзіны дэфармаванага SDSS 2507 упершыню былі ацэнены з дапамогай электрахімічных вымярэнняў.На мал.На малюнку 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, які характарызуе схільнасць пасіўнай плёнкі да разбурэння.Нягледзячы на ​​тое, што матэрыял не падвяргаўся ўстойліваму пітынгу пры пакаёвай тэмпературы, гэтыя аналізы далі ўяўленне аб магчымых паломках і працэсах пасля карозіі.Эквівалентная схема (мал. 1d) была выкарыстана для падганяння спектраў спектраскапіі электрахімічнага імпедансу (EIS), і адпаведныя вынікі падганяння паказаны ў табліцы 1. Няпоўныя паўкругі з'яўляліся пры выпрабаванні ўзораў, апрацаваных растворам, і гарачаапрацаваных узораў, у той час як адпаведныя сціснутыя паўкола былі халоднай пракаткай (мал. 1b).У спектры EIS радыус паўакружнасці можна разглядаць як супраціўленне палярызацыі (Rp)25,26.Rp SDSS, апрацаванага растворам, у табліцы 1 складае каля 135 кОм см-2, аднак для гарачаапрацаванага і халоднакатанага SDSS мы бачым значна меншыя значэнні 34,7 і 2,1 кОм см-2 адпаведна.Гэта значнае зніжэнне Rp паказвае на шкодны ўплыў пластычнай дэфармацыі на пасівацыю і каразійную ўстойлівасць, як паказана ў папярэдніх справаздачах 27, 28, 29, 30.
a Найквіста, b, c Дыяграмы імпедансу Бодэ і фазавыя дыяграмы, 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 высокачашчыннае плато ўяўляе супраціў электраліта RS26.Па меры зніжэння частаты імпеданс павялічваецца і выяўляецца адмоўны фазавы вугал, што паказвае на дамінаванне ёмістасці.Фазавы кут павялічваецца, захоўваючы максімальнае значэнне ў адносна шырокім дыяпазоне частот, а затым памяншаецца (мал. 1в).Аднак ва ўсіх трох выпадках гэта максімальнае значэнне па-ранейшаму меншае за 90°, што паказвае на неідэальныя ёмістныя паводзіны з-за ёмістнай дысперсіі.Такім чынам, элемент пастаяннай фазы QCPE (CPE) выкарыстоўваецца для адлюстравання размеркавання межфазной ёмістасці, атрыманага з шурпатасці або неаднароднасці паверхні, асабліва з пункту гледжання атамнага маштабу, фрактальнай геаметрыі, сітаватасці электрода, нераўнамернага патэнцыялу і размеркавання току, які залежыць ад паверхні.Геаметрыя электрода31,32.Імпеданс CPE:
дзе j - уяўны лік, а ω - вуглавая частата.QCPE - гэта пастаянная незалежная ад частоты, прапарцыйная актыўнай адкрытай плошчы электраліта.n - беспамернае лік ступені, якое апісвае адхіленне кандэнсатара ад ідэальных ёмістных характарыстык, г.зн. чым бліжэй n да 1, тым бліжэй CPE да чыстай ёмістасці, і калі n блізка да нуля, гэта супраціўленне.Невялікае адхіленне n, блізкае да 1, паказвае на неідэальныя ёмістныя паводзіны паверхні пасля тэставання палярызацыі.QCPE халоднакатанай SDSS значна вышэй, чым у аналагічных вырабаў, што азначае, што якасць паверхні менш аднастайная.
У адпаведнасці з большасцю ўласцівасцей каразійнай устойлівасці нержавеючай сталі, адносна высокае ўтрыманне Cr у SDSS звычайна прыводзіць да найвышэйшай каразійнай устойлівасці SDSS з-за наяўнасці пасіўнай ахоўнай аксіднай плёнкі на паверхні17.Гэтая пасіўная плёнка звычайна багатая аксідамі і/або гідраксідамі Cr3+, у асноўным уключаючы аксіды Fe2+, Fe3+ і/або (оксі)гідраксіды 33 .Нягледзячы на ​​​​аднолькавую аднастайнасць паверхні, пасіўны аксідны пласт і адсутнасць бачных разломаў на паверхні, як вызначана мікраскапічнымі выявамі,6,7 каразійныя паводзіны гарачаапрацаванага і халоднакачанага SDSS адрозніваюцца і, такім чынам, патрабуюць паглыбленага вывучэння мікраструктуры дэфармацыі і структурных характарыстык сталі.
Мікраструктура дэфармаванай нержавеючай сталі была колькасна даследавана з дапамогай унутранага і сінхратроннага рэнтгенаўскага выпраменьвання высокай энергіі (дадатковыя малюнкі 1, 2).Падрабязны аналіз прадстаўлены ў Дадатковай інфармацыі.Нягледзячы на ​​тое, што гэта ў асноўным адпавядае тыпу асноўнай фазы, былі знойдзены адрозненні ў аб'ёмных долях фаз, якія пералічаны ў дадатковай табліцы 1. Розніца можа быць звязана з гетэрагеннай доляй фазы на паверхні і аб'ёмнай доляй (XRD), якая падлягае рознай глыбіні выяўлення пры выкарыстанні рэнтгенаўскай дыфракцыі з рознымі крыніцамі энергіі падаючых фатонаў.Адносна большая доля аўстэніту ў халоднакатаных узорах, вызначаная XRD з лабараторнай крыніцы, паказвае на лепшую пасівацыю і, адпаведна, лепшую каразійную стойкасць35, у той час як больш дакладныя і статыстычныя вынікі паказваюць на супрацьлеглыя тэндэнцыі ў суадносінах фаз.Акрамя таго, каразійная стойкасць сталі таксама залежыць ад ступені здрабнення зерня, памяншэння памеру зерня, павелічэння мікрадэфармацый і шчыльнасці дыслакацый, якія ўзнікаюць пры тэрмамеханічнай апрацоўцы36,37,38.Узоры, апрацаваныя гарачай апрацоўкай, дэманструюць больш зярністы характар, што паказвае на збожжа мікроннага памеру, у той час як гладкія кольцы, якія назіраюцца ў халоднакатаных узорах (дадатковы малюнак 3), паказваюць на значнае здрабненне збожжа да нанапамеру ў папярэдняй працы6, што павінна спрыяць пасівацыі плёнкі.фарміраванне і павышэнне каразійнай стойкасці.Больш высокая шчыльнасць дыслакацый звычайна звязана з меншай устойлівасцю да пітынгу, што добра ўзгадняецца з электрахімічнымі вымярэннямі.
Змены ў хімічных станах мікрадаменаў элементарных элементаў сістэматычна вывучаліся з дапамогай X-PEEM.Нягледзячы на ​​багацце легіруючых элементаў, Cr, Fe, Ni і Ce39 былі абраны тут, 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 ферыта-аўстэнітнай фазы і мэту мадыфікацыі Ce.Рэгулюючы энергію сінхратроннага выпраменьвання, RAS быў пакрыты з паверхні асноўнымі характарыстыкамі Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) і Ce (край M4.5).гарачая фармоўка і халодная пракатка Ce-2507 SDSS.Адпаведны аналіз дадзеных быў выкананы шляхам уключэння каліброўкі энергіі з апублікаванымі дадзенымі (напрыклад, XAS 40, 41 на Fe L2, 3 краю).
На мал.На малюнку 2 паказаны выявы X-PEEM гарачаапрацаванага (мал. 2a) і халоднакатанага (мал. 2d) Ce-2507 SDSS і адпаведных краёў XAS Cr і Fe L2,3 у асобна пазначаных месцах.Край L2,3 XAS даследуе незанятыя 3d-станы пасля фотаўзбуджэння электронаў на спін-арбітальных узроўнях 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 суддзямі.42, 43 паказалі, што каля 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 іёну Cr2O3.Эксперыментальныя спектры супадаюць з тэарэтычнымі разлікамі, паказанымі на панэлях b і e, атрыманымі ў выніку шматлікіх разлікаў крышталічнага поля на мяжы Cr L2.3 з выкарыстаннем крышталічнага поля 2,0 эВ44.Абедзве паверхні гарачакачаных і халоднакатаных SDSS пакрытыя адносна раўнамерным пластом Cr2O3.
цеплавое выява X-PEEM тэрмічна дэфармаванага SDSS, адпаведнае b Cr L2.3 краю і c Fe L2.3 краю, d X-PEEM цеплавое выява халоднага пракату SDSS, адпаведнае e Cr L2.3 краю і f Fe L2 .3 краю краю (f).Спектры XAS нанесены ў розных прасторавых месцах, пазначаных на цеплавых малюнках (a, d), аранжавыя пункцірныя лініі (b) і (e) прадстаўляюць змадэляваныя спектры XAS Cr3+ са значэннем крышталічнага поля 2,0 эВ.Для малюнкаў X-PEEM выкарыстоўвайце цеплавую палітру для паляпшэння чытальнасці выявы, дзе колеры ад сіняга да чырвонага прапарцыйныя інтэнсіўнасці паглынання рэнтгенаўскага выпраменьвання (ад нізкага да высокага).
Незалежна ад хімічнага асяроддзя гэтых металічных элементаў, хімічны стан дабавак Ni і Ce легіруючых элементаў для абодвух узораў застаўся нязменным.Дадатковы малюнак.На малюнках 5-9 паказаны выявы X-PEEM і адпаведныя спектры XAS для Ni і Ce у 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 гарачадэфармаваных узораў сігнал XAS Ce не назіраўся, а ў выпадку халоднакатаных узораў назіраўся спектр Ce3+.Назіранне за плямамі Се ў халоднакатаных узорах паказала, што Се ў асноўным з'яўляецца ў выглядзе ападкаў.
У тэрмічнаму дэфармаванай SDSS лакальных структурных змен у XAS на краі Fe L2,3 не назіралася (мал. 2c).Аднак матрыца Fe мікрарэгіянальна змяняе свой хімічны стан у сямі выпадкова выбраных кропках халоднакатанай SDSS, як паказана на мал. 2f.Акрамя таго, каб атрымаць дакладнае ўяўленне аб зменах у стане Fe ў выбраных месцах на малюнку 2f, былі праведзены лакальныя даследаванні паверхні (мал. 3 і дадатковы малюнак 10), у якіх былі выбраны меншыя кругавыя вобласці.Спектры XAS краю Fe L2,3 сістэм α-Fe2O3 і актаэдрычных аксідаў Fe2+ былі змадэляваны шляхам разлікаў некалькіх крышталічных палёў з выкарыстаннем крышталічных палёў 1,0 (Fe2+) і 1,0 (Fe3+)44. Адзначым, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розныя лакальныя сіметрыі 45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47 і FeO45 як фармальна двухвалентны аксід Fe2+ (3d6). Адзначым, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розныя лакальныя сіметрыі 45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47 і FeO45 як фармальна двухвалентны аксід Fe2+ (3d6).Звярніце ўвагу, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розныя лакальныя сіметрыі 45,46, Fe3O4 аб'ядноўвае як Fe2+, так і Fe3+,47 і FeO45 у форме фармальна двухвалентнага аксіду Fe2+ (3d6).Звярніце ўвагу, што α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 маюць розныя лакальныя сіметрыі45,46, Fe3O4 мае камбінацыю Fe2+ і Fe3+,47 і FeO45 дзейнічае як фармальны двухвалентны аксід Fe2+ (3d6).Усе іёны Fe3+ у α-Fe2O3 маюць толькі пазіцыі Oh, у той час як γ-Fe2O3 звычайна прадстаўлены Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3], напрыклад, шпінеллю O4 з вакансіямі ў eg-пазіцыях.Такім чынам, іёны Fe3+ у γ-Fe2O3 маюць пазіцыі Td і Oh.Як згадвалася ў папярэднім артыкуле,45 хаця суадносіны інтэнсіўнасці гэтых двух розных, іх стаўленне інтэнсіўнасці eg/t2g роўна ≈1, у той час як у гэтым выпадку назіранае стаўленне інтэнсіўнасці eg/t2g роўна каля 1. Гэта выключае магчымасць таго, што ў цяперашняй сітуацыі прысутнічае толькі Fe3+.Разглядаючы выпадак Fe3O4 з Fe2+ і Fe3+, першая асаблівасць, якая, як вядома, мае больш слабы (мацнейшы) край L3 для Fe, паказвае на меншую (большую) колькасць незанятых станаў t2g.Гэта адносіцца і да Fe2+ (Fe3+), з чаго вынікае, што першая прыкмета павелічэння паказвае на 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 цеплавыя выявы спектраў XAS (a, c) і (b, d), якія перасякаюць край Fe L2,3 у розных прасторавых месцах у выбраных абласцях 2 і E на мал.2г.
Атрыманыя эксперыментальныя даныя (мал. 4а і дадатковы малюнак 11) наносяцца на графік і параўноўваюцца з дадзенымі для чыстых злучэнняў 40, 41, 48. Тры розныя тыпы эксперыментальна назіраных XAS-спектраў Fe L-краю (XAS-1, XAS-2 і XAS-3: мал. 4а).У прыватнасці, спектр 2-a (пазначаны як XAS-1) на малюнку 3b, а затым спектр 2-b (пазначаны XAS-2) назіраўся па ўсёй вобласці выяўлення, у той час як спектры, падобныя на E-3, назіраліся на малюнку 3d (пазначаны XAS-3), назіраліся ў пэўных месцах.Як правіла, для ідэнтыфікацыі існуючых валентных станаў у даследуемай ўзоры выкарыстоўваліся чатыры параметру: (1) спектральныя характарыстыкі L3 і L2, (2) энергетычныя пазіцыі характарыстык L3 і L2, (3) рознасць энергій L3-L2., (4) стаўленне інтэнсіўнасці L2/L3.Паводле візуальных назіранняў (мал. 4а), усе тры кампаненты Fe, а менавіта Fe0, Fe2+ і Fe3+, прысутнічаюць на даследаванай паверхні SDSS.Вылічанае стаўленне інтэнсіўнасці L2/L3 таксама паказала наяўнасць усіх трох кампанентаў.
Змадэляваныя XAS-спектры Fe з назіранымі трыма рознымі 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 даныя, вымераныя з bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) і адпаведныя аптымізаваныя даныя LCF (суцэльная чорная лінія), а таксама ў выглядзе спектраў XAS-3 са стандартамі Fe3O4 (змешаны стан Fe) і Fe2O3 (чысты Fe3+).
Лінейная камбінацыя падганяння (LCF) трох стандартаў 40, 41, 48 была выкарыстаная для колькаснага складу аксіду жалеза.LCF быў рэалізаваны для трох выбраных спектраў Fe L-краю XAS, якія дэманструюць найбольшы кантраст, а менавіта XAS-1, XAS-2 і XAS-3, як паказана на мал. 4b–d.Для фітынгаў LCF 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. Сапраўды, выпрабавальная глыбіня X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за разліковую таўшчыню акісляльнага пласта (крыху> 4 нм), што дазваляе выяўляць сігнал з жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасівацыйным пластом. Сапраўды, выпрабавальная глыбіня X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая за разліковую таўшчыню акісляльнага пласта (крыху> 4 нм), што дазваляе выяўляць сігнал з 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. Сапраўды, глыбіня зонда X-PEEM для Fe (~6 нм)49 большая, чым меркаваная таўшчыня акісляльнага пласта (крыху> 4 нм), што дазваляе выявіць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) пад пасіўным 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 нм），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 выяўляць сігнал ад жалезнай матрыцы (Fe0) ніжэй пласта пасівацыі. .Былі выкананы розныя камбінацыі Fe2+ і Fe3+, каб знайсці найлепшае магчымае рашэнне для назіраных эксперыментальных дадзеных.На мал.4б паказаны спектр XAS-1 для камбінацыі Fe2+ і Fe3+, дзе долі Fe2+ і Fe3+ былі аднолькавымі прыкладна на 45%, што паказвае на змешаныя ступені акіслення Fe.У той час як для спектру XAS-2 працэнт Fe2+ і Fe3+ складае ~30% і 60% адпаведна.Fe2+ ​​менш, чым Fe3+.Стаўленне Fe2+ да Fe3, роўнае 1:2, азначае, што Fe3O4 можа ўтварацца пры такім жа суадносінах іёнаў Fe.Акрамя таго, для спектру XAS-3 працэнт Fe2+ і Fe3+ складае ~10% і 80%, што паказвае на больш высокую канверсію Fe2+ у Fe3+.Як 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 абодвух стандартаў пры разглядзе піка B.Аднак інтэнсіўнасць плечавых пікаў (A: ад Fe2+) і стаўленне інтэнсіўнасці B/A паказваюць, што спектр XAS-3 блізкі, але не супадае са спектрам γ-Fe2O3.У параўнанні з аб'ёмным γ-Fe2O3, Fe 2p XAS пік A SDSS мае крыху больш высокую інтэнсіўнасць (мал. 4e), што паказвае на больш высокую інтэнсіўнасць Fe2+.Хоць спектр XAS-3 падобны да спектру γ-Fe2O3, дзе Fe3+ прысутнічае ў становішчах Oh і Td, ідэнтыфікацыя розных валентных станаў і каардынацыі толькі ўздоўж краю L2,3 або суадносін інтэнсіўнасці L2/L3 застаецца праблемай.тэма пастаяннага абмеркавання з-за складанасці розных фактараў, якія ўплываюць на канчатковы спектр41.
У дадатак да спектральных адрозненняў у хімічным стане выбраных цікавых абласцей, апісаных вышэй, глабальная хімічная гетэрагеннасць ключавых элементаў Cr і Fe таксама была ацэненая шляхам класіфікацыі ўсіх спектраў XAS, атрыманых на паверхні ўзору з выкарыстаннем метаду кластарызацыі K-сярэдніх..Кантавыя профілі Cr L усталёўваюцца так, каб утвараць два аптымальныя кластары, прасторава размеркаваныя ў гарачаапрацаваных і халоднакатаных узорах, паказаных на мал.5. Відавочна, што ніякія лакальныя структурныя змены не ўспрымаюцца як падобныя, паколькі два цэнтраіды спектраў XAS Cr супастаўныя.Гэтыя спектральныя формы двух кластараў амаль ідэнтычныя тым, што адпавядаюць Cr2O342, што азначае, што пласты Cr2O3 размешчаны адносна раўнамерна на SDSS.
Cr L K-азначае кластары краявых абласцей, а b - адпаведныя цэнтраіды XAS.Вынікі параўнання K-means X-PEEM халоднакачанай SDSS: c Cr L2.3 краёвая вобласць кластараў K-means і d адпаведныя цэнтраіды XAS.
Каб праілюстраваць больш складаныя карты краёў FeL, чатыры і пяць аптымізаваных кластараў і звязаныя з імі цэнтраіды (спектральныя профілі) былі выкарыстаны для гарачаапрацаваных і халоднакатаных узораў адпаведна.Такім чынам, працэнтнае ўтрыманне Fe2+ і Fe3+ (%) можна атрымаць шляхам падганяння LCF, паказанага на мал.4.Псеўдаэлектродны патэнцыял Epseudo як функцыя Fe0 выкарыстоўваўся для выяўлення мікрахімічнай неаднароднасці павярхоўнай аксіднай плёнкі.Эпсеўда прыблізна ацэньваецца па правілу змешвання,
дзе \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) роўна \(\rm{Fe} + 2e^ – \ да \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 і 0,036 В адпаведна.Рэгіёны з меншым патэнцыялам маюць больш высокае ўтрыманне злучэння Fe3+.Размеркаванне патэнцыялу ў тэрмічнадэфармаваных узорах мае слаістай характар ​​з максімальным змяненнем каля 0,119 В (мал. 6а, б).Гэта размеркаванне патэнцыялу цесна звязана з рэльефам паверхні (мал. 6а).Ніякіх іншых залежных ад становішча змяненняў у падсцілаючай ламінарным інтэр'еры не назіралася (мал. 6b).Наадварот, для злучэння разнастайных аксідаў з розным утрыманнем Fe2+ і Fe3+ у холоднокатаном SDSS можна назіраць нераўнамерны характар ​​псеўдапатэнцыялу (рыс. 6в, г).Аксіды Fe3+ і/або (оксі)гідраксіды з'яўляюцца асноўнымі кампанентамі іржы ў сталі і пранікаюць для кіслароду і вады50.У гэтым выпадку астравы, багатыя Fe3+, лічацца лакальна размеркаванымі і могуць разглядацца як зоны карозіі.Пры гэтым у якасці індыкатара для лакалізацыі актыўных ачагоў карозіі можа выкарыстоўвацца градыент патэнцыяльнага поля, а не абсалютная велічыня патэнцыялу.Такое нераўнамернае размеркаванне Fe2+ і Fe3+ на паверхні халоднакатанай SDSS можа змяніць мясцовы хімічны склад і забяспечыць больш практычную плошчу актыўнай паверхні ў рэакцыях разбурэння аксіднай плёнкі і карозіі, тым самым дазваляючы бесперапынную карозію падсцілаючай металічнай матрыцы, што прыводзіць да ўнутранай карозіі.неаднастайнасць уласцівасцяў і зніжэнне ахоўных уласцівасцяў пассивирующего пласта.
K-сярэднія кластары і адпаведныя цэнтраіды XAS у краёвай вобласці Fe L2.3 гарачадэфармаванага X-PEEM ac і df халоднакачанага SDSS.a, d K-азначае кластарныя дыяграмы, накладзеныя на выявы X-PEEM.Разлічаны псеўдаэлектродны патэнцыял (Epseudo) згадваецца разам з кластарным графікам K-сярэдніх.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 гарачаапрацаваных і халоднакатаных Ce-2507.Гэта ўласцівасць халоднага пракату Ce-2507 добра вывучана.Што тычыцца адукацыі аксідаў і гідраксідаў Fe ў навакольным паветры ў гэтай амаль нейтральнай працы, рэакцыі наступныя:
Вышэйзгаданыя рэакцыі адбываюцца ў наступных сцэнарыях, заснаваных на аналізе X-PEEM.Невялікае плячо, якое адпавядае Fe0, звязана з падсцілаючым металічным жалезам.Рэакцыя металічнага Fe з навакольным асяроддзем прыводзіць да ўтварэння пласта Fe(OH)2 (ураўненне (5)), які ўзмацняе сігнал Fe2+ у XAS на L-краі Fe.Працяглае знаходжанне на паветры 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 ахоўным пласце, багатым Cr3+, з якіх Fe3O4 аддае перавагу аднастайную і ліпкую структуру.Наяўнасць абодвух прыводзіць да змешаных ступеняў 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 з ніжняга пласта прыводзіць да большай інтэнсіўнасці піка А.
Спектр XPA паказвае, што кампанент Fe ў аксіднай плёнцы мае слаістую структуру ў спалучэнні са слоем аксіду Cr.У адрозненне ад прыкмет пасівацыі, абумоўленых лакальнай неаднароднасцю Cr2O3 пры карозіі, нягледзячы на ​​раўнамерны пласт Cr2O3 у дадзенай рабоце, у дадзеным выпадку назіраецца нізкая каразійная стойкасць, асабліва для халоднакатаных узораў.Назіраныя паводзіны можна зразумець як неаднастайнасць хімічнай ступені акіслення ў верхнім слоі (Fe), якая ўплывае на каразійныя характарыстыкі.Дзякуючы аднолькавай стэхіаметрыі верхняга пласта (аксід жалеза) і ніжняга пласта (аксід хрому)52,53 лепшае ўзаемадзеянне (адгезія) паміж імі прыводзіць да павольнага транспарту іёнаў металу або кіслароду ў рашотцы, што, у сваю чаргу, прыводзіць да павышэння каразійнай стойкасці.Такім чынам, бесперапыннае стэхіаметрычнае стаўленне, г.зн. адна ступень акіслення Fe, з'яўляецца пераважней рэзкіх стэхіаметрычных змен.Тэрмадэфармаваны SDSS мае больш аднастайную паверхню, больш шчыльны ахоўны пласт і лепшую ўстойлівасць да карозіі.У той час як для халоднакатанага SDSS наяўнасць багатых Fe3+ астраўкоў пад ахоўным пластом парушае цэласнасць паверхні і выклікае гальванічную карозію з прылеглай падкладкай, што прыводзіць да рэзкага падзення Rp (табліца 1).Спектр EIS і яго каразійная стойкасць зніжаюцца.Відаць, што лакальнае размеркаванне астраўкоў, багатых Fe3+ з-за пластычнай дэфармацыі, у асноўным уплывае на каразійную ўстойлівасць, што з'яўляецца прарывам у гэтай працы.Такім чынам, у гэтым даследаванні прадстаўлены спектраскапічныя мікраскапічныя выявы зніжэння каразійнай стойкасці ўзораў SDSS, вывучаных метадам пластычнай дэфармацыі.
Акрамя таго, хаця легіраванне рэдказямельнымі элементамі ў двухфазных сталях паказвае лепшыя характарыстыкі, узаемадзеянне гэтага дадатковага элемента з індывідуальнай сталёвай матрыцай з пункту гледжання каразійных паводзін у адпаведнасці 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 паказвае на лакальнае асаджэнне Ce ў матрыцы сталі, а не на гамагеннае легіраванне.Нягледзячы на ​​тое, што механічныя ўласцівасці SDSS6,7 істотна не паляпшаюцца, прысутнасць рэдказямельных элементаў памяншае памер уключэнняў і, як мяркуецца, перашкаджае пітынгу ў пачатковай вобласці54.
У заключэнне, у гэтай працы раскрываецца ўплыў гетэрагеннасці паверхні на карозію 2507 SDSS, мадыфікаванага цэрыем, шляхам колькаснага ўтрымання хімічнага ўтрымання нанаразмерных кампанентаў.Мы адказваем на пытанне, чаму нержавеючая сталь падвяргаецца карозіі нават пад ахоўным пластом аксіду, колькасна ацэньваючы яе мікраструктуру, хімічны склад паверхні і апрацоўку сігналаў з дапамогай кластарызацыі K-сярэдніх.Было ўстаноўлена, што астраўкі, багатыя Fe3+, у тым ліку іх актаэдрычная і тэтраэдрычная каардынацыя па ўсёй асаблівасці змешанага Fe2+/Fe3+, з'яўляюцца крыніцай пашкоджання і карозіі халоднакатанай аксіднай плёнкі SDSS.Нанаастравы, у якіх дамінуе Fe3+, прыводзяць да нізкай каразійнай устойлівасці нават пры наяўнасці дастатковага стэхіаметрычнага пасіўнага пласта Cr2O3.Чакаецца, што ў дадатак да метадалагічных дасягненняў у вызначэнні ўплыву хімічнай гетэрагеннасці нанамаштабнага тыпу на карозію, бягучая праца натхніць інжынерныя працэсы для павышэння каразійнай устойлівасці нержавеючай сталі падчас вытворчасці сталі.
Для падрыхтоўкі злітка Ce-2507 SDSS, які выкарыстоўваўся ў гэтым даследаванні, змешаная кампазіцыя, якая ўключае лігатуру Fe-Ce, запячатаную трубкай з чыстага жалеза, была расплаўлена ў 150-кілаграмовай сярэднечашчыннай індукцыйнай печы для атрымання расплаўленай сталі і выліта ў форму.Вымераны хімічны склад (мас.%) пералічаны ў дадатковай табліцы 2. Зліткі спачатку куюць у блокі гарачай коўкай.Затым яго адпальвалі пры 1050°C на працягу 60 хвілін для атрымання сталі ў стане цвёрдага раствора, а затым загартоўвалі ў вадзе да пакаёвай тэмпературы.Даследаваныя ўзоры былі дэталёва вывучаны з дапамогай ПЭМ і ДОЭ для вывучэння фаз, зярністасці і марфалогіі.Больш падрабязную інфармацыю пра ўзоры і працэс вытворчасці можна знайсці ў іншых крыніцах6,7.
Цыліндрычныя ўзоры (φ10 мм × 15 мм) для гарачага сціску апрацоўвалі так, каб вось цыліндру была паралельна кірунку дэфармацыі блока.Высокатэмпературнае сцісканне праводзілася пры розных тэмпературах у дыяпазоне 1000-1150°C з дапамогай тэрмасімулятара Gleeble-3800 пры пастаяннай хуткасці дэфармацыі ў дыяпазоне 0,01-10 с-1.Перад дэфармацыяй ўзоры награвалі з хуткасцю 10 °C с-1 на працягу 2 хвілін пры абранай тэмпературы, каб ліквідаваць градыент тэмпературы.Пасля дасягнення аднастайнасці тэмпературы ўзор дэфармавалі да сапраўднага значэння дэфармацыі 0,7.Пасля дэфармацыі ўзоры неадкладна загартоўвалі вадой, каб захаваць дэфармаваную структуру.Затым загартаваны ўзор разразаецца паралельна кірунку сціску.Для гэтага канкрэтнага даследавання мы абралі ўзор з умовай гарачай дэфармацыі 1050°C, 10 с-1, таму што назіраная мікрацвёрдасць была вышэй, чым у іншых узораў7.
Масіўныя (80 × 10 × 17 мм3) узоры цвёрдага раствора Ce-2507 выкарыстоўваліся ў трохфазным асінхронным двухвалковым млыне LG-300 з лепшымі механічнымі ўласцівасцямі сярод усіх іншых узроўняў дэфармацыі6.Хуткасць дэфармацыі і памяншэнне таўшчыні для кожнага шляху складаюць 0,2 м·с-1 і 5% адпаведна.
Электрахімічная рабочая станцыя Autolab PGSTAT128N выкарыстоўвалася для электрахімічных вымярэнняў SDSS пасля халоднай пракаткі да памяншэння таўшчыні на 90% (эквівалент сапраўднай дэфармацыі 1,0) і пасля гарачага прэсавання пры 1050°C на працягу 10 с-1 да сапраўднай дэфармацыі 0,7.Рабочая станцыя мае трохэлектродную ячэйку з насычаным каломельным электродам у якасці электрода параўнання, графітавым процілеглым электродам і ўзорам SDSS у якасці працоўнага электрода.Узоры былі разрэзаны на цыліндры дыяметрам 11,3 мм, да бакоў якіх прыпаяныя медныя драты.Затым узоры фіксавалі эпаксіднай смолай, пакідаючы рабочую адкрытую вобласць плошчай 1 см2 у якасці працоўнага электрода (ніжняя частка цыліндрычнага ўзору).Будзьце асцярожныя падчас зацвярдзення эпаксіднай смалы і наступнай шліфоўкі і паліроўкі, каб пазбегнуць расколін.Працоўныя паверхні шліфавалі і паліравалі алмазнай паліравальнай суспензіяй з памерам часціц 1 мкм, прамывалі дыстыляванай вадой і этанолам і сушылі на халодным паветры.Перад электрахімічнымі вымярэннямі паліраваныя ўзоры некалькі дзён вытрымлівалі на паветры для адукацыі 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, таму што ён з'яўляецца каразійным у прысутнасці іёнаў хларыду з моцнай акісляльнай здольнасцю і нізкім pH Экалагічныя стандарты G48 і A923.Апусціце ўзор у доследны раствор на 1 гадзіну, каб дасягнуць амаль стацыянарнага стану, перш чым рабіць якія-небудзь вымярэнні.Для ўзораў з цвёрдага раствора, гарачаштампаваных і халоднакатаных узораў вымярэнні імпедансу праводзіліся пры патэнцыялах разрыву ланцуга (OPC) 0,39, 0,33 і 0,25 В адпаведна ў дыяпазоне частот ад 1105 да 0,1 Гц з амплітудай 5 мВ.Усе хімічныя тэсты былі паўтораны па меншай меры 3 разы ў тых жа ўмовах, каб забяспечыць узнаўляльнасць дадзеных.
Для вымярэнняў HE-SXRD прастакутныя дуплексныя сталёвыя блокі памерам 1 × 1 × 1,5 мм3 былі вымераны для колькаснай ацэнкі фазавага складу пучка высокаэнергетычнага віглера Брокхаўза ў CLS, Канада56.Збор дадзеных праводзіўся ў геаметрыі Дэбая-Шэрэра або геаметрыі перадачы пры пакаёвай тэмпературы.Даўжыня хвалі рэнтгенаўскага выпраменьвання, адкалібраваная з дапамогай калібратара LaB6, складае 0,212561 Å, што адпавядае 58 кэВ, што значна вышэй, чым у Cu Kα (8 кэВ), які звычайна выкарыстоўваецца ў якасці лабараторнай крыніцы рэнтгенаўскага выпраменьвання.Узор знаходзіўся на адлегласці 740 мм ад дэтэктара.Аб'ём выяўлення кожнага ўзору складае 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, які вызначаецца памерам пучка і таўшчынёй узору.Усе дадзеныя збіраліся з выкарыстаннем дэтэктара вобласці Perkin Elmer, рэнтгенаўскага дэтэктара з плоскай панэллю, 200 мкм пікселяў, 40×40 см2 з выкарыстаннем часу экспазіцыі 0,3 с і 120 кадраў.
Вымярэнні X-PEEM дзвюх выбраных мадэльных сістэм праводзіліся на канцавой станцыі Beamline MAXPEEM PEEM у лабараторыі MAX IV (Лунд, Швецыя).Пробы рыхтавалі гэтак жа, як і для электрахімічных вымярэнняў.Падрыхтаваныя ўзоры вытрымлівалі на паветры на працягу некалькіх дзён і дэгазавалі ў камеры звышвысокага вакууму перад апрамяненнем сінхратроннымі фатонамі.Энергетычнае раздзяленне лініі прамяня было атрымана шляхам вымярэння спектру выхаду іёнаў 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. Апраксімацыйныя спектры далі ΔE (шырыня спектральнай лініі) каля 0,3 эВ у вымераны дыяпазон энергіі. Такім чынам, пры выкарыстанні мадыфікаванага монахраматара SX-700 з Si 1200-лінейнай рашоткай мм−1 для Fe 2p L2,3 edge, Cr 2p L2,3 edge, Ni 2p L2,3 edge, і Ce, энергетычнае разрозненне лініі прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с. Край М4,5. Такім чынам, пры выкарыстанні мадыфікаванага монахраматара SX-700 з Si 1200-лінейнай рашоткай мм−1 для канта Fe 2p L2.3, Cr 2p L2.3 edge, Ni 2p L2.3 edge і Ce энергетычнае раздзяленне лініі прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 ф/с. край М4,5. 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. мка Ce M4,5. Такім чынам, энергетычнае раздзяленне канала прамяня было ацэнена як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і паток ≈1012 f/s з выкарыстаннем мадыфікаванага монахраматара SX-700 з рашоткай Si 1200 ліній/мм для краю Fe 2p L2,3, краю Cr 2p L2.3, краю Ni 2p L2.3 і краю Ce 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мм-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 120 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和C e M4.5 边缘.Так, пры выкарыстанні мадыфікаванага манахраматара SX-700 з рашоткай Si 1200 ліній.3, край Cr 2p L2.3, край Ni 2p L2.3 і край Ce M4.5.Сканаванне энергіі фатона з крокам 0,2 эВ.Пры кожнай энергіі выявы PEEM запісваліся з дапамогай валаконна-связаннага CMOS-дэтэктара TVIPS F-216 з 2 х 2 бункерамі, які забяспечвае раздзяленне 1024 х 1024 пікселяў у полі зроку 20 мкм.Час экспазіцыі здымкаў складала 0,2 с, у сярэднім 16 кадраў.Энергія выявы фотаэлектронаў выбіраецца такім чынам, каб забяспечыць максімальны сігнал другаснага электрона.Усе вымярэнні праводзіліся пры нармальным падзенні з выкарыстаннем лінейна палярызаванага пучка фатонаў.Больш інфармацыі аб вымярэннях можна знайсці ў папярэднім даследаванні.Пасля вывучэння рэжыму выяўлення агульнага выхаду электронаў (TEY) і яго прымянення ў X-PEEM49 глыбіня выпрабавання 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.XRD, сабраная на краі Fe L, уяўляе сабой сумесь XRD аксідаў жалеза і Fe0 з матрыцы.У першым выпадку інтэнсіўнасць выпраменьваных электронаў паходзіць ад усіх магчымых тыпаў электронаў, якія ўносяць уклад у TEY.Аднак сігнал чыстага жалеза патрабуе большай кінетычнай энергіі, каб электроны праходзілі праз аксідны пласт на паверхню і збіраліся аналізатарам.У гэтым выпадку сігнал Fe0 у асноўным абумоўлены Оже-электронамі LVV, а таксама выпраменьванымі імі другаснымі электронамі.Акрамя таго, інтэнсіўнасць TEY, якую ствараюць гэтыя электроны, распадаецца падчас шляху выхаду электронаў, што яшчэ больш зніжае спектральную рэакцыю Fe0 на карце XAS жалеза.
Інтэграцыя інтэлектуальнага аналізу дадзеных у куб дадзеных (дадзеныя X-PEEM) з'яўляецца ключавым крокам у выманні адпаведнай інфармацыі (хімічных або фізічных уласцівасцей) у шматмерным падыходзе.Кластэрызацыя K-means шырока выкарыстоўваецца ў некалькіх галінах, уключаючы машынны зрок, апрацоўку малюнкаў, некантраляванае распазнаванне вобразаў, штучны інтэлект і класіфікацыйны аналіз.Напрыклад, кластэрызацыя K-means добра паказала сябе ў кластэрызацыі дадзеных гіперспектральных малюнкаў.У прынцыпе, для шматфункцыянальных даных алгарытм K-means можа лёгка згрупаваць іх на аснове інфармацыі аб іх атрыбутах (уласцівасці энергіі фатона).Кластэрызацыя K-сярэдніх - гэта ітэрацыйны алгарытм падзелу даных на K неперакрываючыхся груп (кластэраў), дзе кожны піксель належыць пэўнаму кластару ў залежнасці ад прасторавага размеркавання хімічнай неаднароднасці ў мікраструктурным складзе сталі.Алгарытм K-сярэдніх ўключае два этапы: на першым этапе вылічаюцца K цэнтраідаў, а на другім этапе кожнай кропцы прысвойваецца кластар з суседнімі цэнтрамі.Цэнтр цяжару кластара вызначаецца як сярэдняе арыфметычнае кропак даных (спектр XAS) для гэтага кластара.Існуюць розныя адлегласці, каб вызначыць суседнія цэнтраіды як эўклідаву адлегласць.Для ўваходнага відарыса px,y (дзе x і y — разрозненне ў пікселях), CK — цэнтр цяжару кластара;затым гэта выява можа быць сегментавана (кластэравана) у K кластараў з дапамогай K-means63.Апошнія этапы алгарытму кластарызацыі K-сярэдніх:
Крок 2. Вылічыць прыналежнасць усіх пікселяў у адпаведнасці з бягучым цэнтрам.Напрыклад, ён вылічваецца з эўклідава адлегласці d паміж цэнтрам і кожным пікселем:
Крок 3 Прызначце кожны піксель да бліжэйшага цэнтру.Затым пералічыце становішча цэнтрыіда K наступным чынам:
Крок 4. Паўтарайце працэс (ураўненні (7) і (8)), пакуль цэнтраіды не сыдуцца.Канчатковыя вынікі якасці кластарызацыі цесна карэлююць з найлепшым выбарам пачатковых цэнтраідаў.Для структуры даных PEEM сталёвых відарысаў звычайна X (x × y × λ) уяўляе сабой куб трохмерных даных масіва, у той час як восі x і y прадстаўляюць прасторавую інфармацыю (раздзяленне пікселяў), а вось λ адпавядае фатону.энергетычны спектральны малюнак.Алгарытм K-means выкарыстоўваецца для вывучэння цікавых рэгіёнаў у дадзеных X-PEEM шляхам падзелу пікселяў (кластэраў або падблокаў) у адпаведнасці з іх спектральнымі характарыстыкамі і вылучэння найлепшых цэнтраідаў (спектральных профіляў XAS) для кожнага аналіту.кластар).Ён выкарыстоўваецца для вывучэння прасторавага размеркавання, лакальных спектральных змен, паводзін акіслення і хімічных станаў.Напрыклад, алгарытм кластарызацыі K-сярэдніх выкарыстоўваўся для абласцей L-краю Fe і Cr L-краю ў гарачаапрацаваных і халоднакатаных X-PEEM.Розная колькасць кластараў K (вобласцей мікраструктуры) была праверана, каб знайсці аптымальныя кластары і цэнтраіды.Калі гэтыя лічбы адлюстроўваюцца, пікселі пераназначаюцца адпаведным цэнтрам кластара.Кожнае размеркаванне колеру адпавядае цэнтру кластара, паказваючы прасторавае размяшчэнне хімічных або фізічных аб'ектаў.Вынятыя цэнтраіды ўяўляюць сабой лінейныя камбінацыі чыстых спектраў.
Дадзеныя, якія пацвярджаюць вынікі гэтага даследавання, даступныя па разумным запыце ад адпаведнага аўтара WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Глейкасць разбурэння зварной дуплекснай нержавеючай сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. Глейкасць разбурэння зварной дуплекснай нержавеючай сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкасць разбурэння сварной дуплекснай нержавеючай сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. Глейкасць разбурэння зварной 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. Sieurin, H. & Sandström, R. Глейкасць разбурэння зварных дуплексных нержавеючых сталей.Брытанія.Дробавая частка.мех.73, 377–390 (2006).
Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітэр, Дж.Х. і Ван Дэр Мерве, Дж. Устойлівасць да карозіі дуплекснай нержавеючай сталі ў асобных арганічных кіслотах і арганічных кіслотах/хларыдах. Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітэр, Дж.Х. і Ван Дэр Мерве, Дж. Устойлівасць да карозіі дуплекснай нержавеючай сталі ў асобных арганічных кіслотах і арганічных кіслотах/хларыдах.Адамс Ф.В., Олубамбі П.А., Потгітэр Дж.Х.і Van Der Merwe, J. Каразійная стойкасць дуплекснай нержавеючай сталі ў 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。.Адамс Ф.В., Олубамбі П.А., Потгітэр Дж.Х.і Van Der Merwe, J. Каразійная стойкасць дуплекснай нержавеючай сталі ў асобных асяроддзях арганічных кіслот і арганічных кіслот/хларыдаў.кансервант.Метады матэрыялаў 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. і інш.Каразійна-акісляльныя паводзіны дуплексных сплаваў Fe-Al-Mn-C.Матэрыялы 12, 2572 (2019).
Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К. і Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання газа- і нафтаздабычы. Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К. і Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для абсталявання газа- і нафтаздабычы.Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К., Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для нафтагазаздабыўнога абсталявання.Ляўкоў Л., Шурыгін Д., Дуб В., Косыраў К., Балікоеў А. Новае пакаленне супердуплексных сталей для газавага і нафтаздабыўнога абсталявання.Вэбінар E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Даследаванне паводзін гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Даследаванне паводзін гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Даследаванне павядзення гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі маркі 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Даследаванне паводзін гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі тыпу 2507.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 гарачай дэфармацыі дуплекснай нержавеючай сталі тыпу 2507.Метал.alma mater.транс.48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. і інш.Уплыў кантраляванай халоднай пракаткі на мікраструктуру і механічныя ўласцівасці супердуплекснай нержавеючай сталі SAF 2507, мадыфікаванай цэрыем.alma mater.навука.Брытанія.A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. і інш.Структурныя і механічныя ўласцівасці, выкліканыя тэрмічнай дэфармацыяй супердуплекснай нержавеючай сталі SAF 2507, мадыфікаванай цэрыем.Ж. Alma mater.назапашвальны бак.тэхналогіі.9, 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны акіслення пры высокай тэмпературы аўстэнітнай сталі. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжэн, К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны акіслення пры высокай тэмпературы аўстэнітнай сталі.Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. і Чжэн К. Уплыў рэдказямельных элементаў на паводзіны аустенитной сталі пры высокай тэмпературы акіслення. 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 аустенитных сталей пры высокай тэмпературы акіслення.карас.навука.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Уплыў Ce на мікраструктуру і ўласцівасці 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферытных нержавеючых сталей. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Уплыў Ce на мікраструктуру і ўласцівасці 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферытных нержавеючых сталей.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. і Sun S. Уплыў Se на мікраструктуру і ўласцівасці суперферритной нержавеючай сталі 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. Уплыў Ce на мікраструктуру і ўласцівасці 27Cr-3.8Mo-2Ni суперсталёвай нержавеючай сталі. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Уплыў Ce на мікраструктуру і ўласцівасці суперферритной 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.Жалезны знак.Steelmak 47, 67–76 (2020).