Kiitos vierailustasi Nature.comissa.Käyttämässäsi selainversiossa on rajoitettu CSS-tuki.Parhaan kokemuksen saamiseksi suosittelemme käyttämään päivitettyä selainta (tai poistamaan Yhteensopivuustila käytöstä Internet Explorerissa).Sillä välin varmistaaksemme jatkuvan tuen hahmonnamme sivuston ilman tyylejä ja JavaScriptiä.
Laajalti käytetty ruostumaton teräs ja sen muokatut versiot kestävät korroosiota ympäristöolosuhteissa kromioksidista koostuvan passivointikerroksen ansiosta.Teräksen korroosio ja eroosio liittyvät perinteisesti näiden kerrosten tuhoutumiseen, mutta harvoin mikroskooppisella tasolla riippuen pinnan epähomogeenisuuden alkuperästä.Tässä työssä spektroskooppisella mikroskoopilla ja kemometrisellä analyysillä havaittu nanomittakaavan pinnan kemiallinen heterogeenisyys hallitsee yllättäen kylmävalssatun ceriummodifioidun superduplex ruostumattoman teräksen 2507 (SDSS) hajoamista ja korroosiota sen kuuman muodonmuutoskäyttäytymisen aikana.toinen puoli.Vaikka röntgenfotoelektronimikroskooppi osoitti suhteellisen tasaisen luonnollisen Cr2O3-kerroksen peiton, kylmävalssattu SDSS osoitti huonoja passivointituloksia johtuen Fe3+-rikkaiden nanosaarten paikallisesta jakautumisesta Fe/Cr-oksidikerroksessa.Tämä atomitason tietämys antaa syvän ymmärryksen ruostumattoman teräksen korroosiosta ja sen odotetaan auttavan torjumaan vastaavien runsasseosteisten metallien korroosiota.
Ruostumattoman teräksen keksimisestä lähtien ferrokromiseosten korroosionkestävyyden on katsottu johtuvan kromista, joka muodostaa vahvan oksidin/oksihydroksidin, joka osoittaa passivoivaa käyttäytymistä useimmissa ympäristöissä.Verrattuna perinteisiin (austeniittisiin ja ferriittisiin) ruostumattomiin teräksiin, superduplex ruostumattomilla teräksillä (SDSS), joilla on parempi korroosionkestävyys, on erinomaiset mekaaniset ominaisuudet1,2,3.Lisääntynyt mekaaninen lujuus mahdollistaa kevyemmän ja kompaktimman mallin.Sitä vastoin taloudellisella SDSS:llä on korkea piste- ja rakokorroosionkestävyys, mikä johtaa pidemmään käyttöikään ja laajempiin sovelluksiin saastumisen hallinnassa, kemikaalisäiliöissä sekä offshore-öljy- ja kaasuteollisuudessa4.Kuitenkin kapea lämpökäsittelylämpötila-alue ja huono muovattavuus estävät sen laajan käytännön soveltamisen.Siksi SDSS:ää on muutettu parantamaan yllä olevia ominaisuuksia.Esimerkiksi Ce-modifikaatio ja suuret lisäykset N 6, 7, 8 otettiin käyttöön 2507 SDSS:ssä (Ce-2507).Harvinaisen maametallin (Ce) sopivalla pitoisuudella 0,08 paino-% on edullinen vaikutus DSS:n mekaanisiin ominaisuuksiin, koska se parantaa rakeiden hienostuneisuutta ja raerajalujuutta.Kulutus- ja korroosionkestävyys, vetolujuus ja myötöraja sekä kuumatyöstettävyys ovat myös parantuneet9.Suuret määrät typpeä voivat korvata kalliin nikkelipitoisuuden, mikä tekee SDSS:stä kustannustehokkaampaa10.
Äskettäin SDSS on deformoitunut plastisesti eri lämpötiloissa (matala lämpötila, kylmä ja kuuma) erinomaisten mekaanisten ominaisuuksien saavuttamiseksi6,7,8.SDSS:n erinomainen korroosionkestävyys johtuu kuitenkin pinnalla olevasta ohuesta oksidikalvosta, johon vaikuttavat monet tekijät, kuten useiden eri raerajaisten faasien läsnäolo, ei-toivotut saostumat ja erilaiset reaktiot.erilaisten austeniittisten ja ferriittisten faasien sisäinen epähomogeeninen mikrorakenne vääristyy 7 .Siksi tällaisten kalvojen mikroalueen ominaisuuksien tutkiminen elektronisen rakenteen tasolla on ratkaisevan tärkeää SDSS-korroosion ymmärtämisen kannalta ja vaatii monimutkaisia ​​kokeellisia tekniikoita.Toistaiseksi pintaherkät menetelmät, kuten Auger-elektronispektroskopia11 ja röntgenfotoelektronispektroskopia12,13,14,15 sekä kova röntgenfotoelektronivaloelektronijärjestelmä, erottavat saman elementin kemialliset tilat eri avaruuden pisteissä nanomittakaavassa, mutta eivät useinkaan pysty erottamaan niitä.Useat viimeaikaiset tutkimukset ovat yhdistäneet kromin paikallisen hapettumisen 17 austeniittisen ruostumattoman teräksen, 18 martensiittisen ruostumattoman teräksen ja SDSS 19, 20 havaittuun korroosiokäyttäytymiseen. Nämä tutkimukset ovat kuitenkin keskittyneet pääasiassa Cr-heterogeenisyyden (esim. Cr3+-hapetustilan) vaikutukseen korroosionkestävyyteen.Alkuaineiden hapetustilojen lateraalinen heterogeenisuus voi johtua erilaisista yhdisteistä, joissa on sama alkuaine, kuten rautaoksidit.Nämä yhdisteet perivät termomekaanisesti käsitellyn pienen koon lähekkäin toistensa vieressä, mutta eroavat koostumuksesta ja hapetusasteesta16,21.Siksi oksidikalvojen tuhoutumisen paljastaminen ja sitten pistesyöpyminen edellyttää pinnan epähomogeenisuuden ymmärtämistä mikroskooppisella tasolla.Näistä vaatimuksista huolimatta kvantitatiiviset arvioinnit, kuten lateraalisen hapettumisen heterogeenisyys, erityisesti raudan nano-/atomimittakaavassa, ovat edelleen puutteellisia, ja niiden merkitystä korroosionkestävyydelle ei ole vielä tutkittu.Viime aikoihin asti eri alkuaineiden, kuten Fe ja Ca, kemiallista tilaa kuvattiin kvantitatiivisesti teräsnäytteillä käyttämällä pehmeää röntgenfotoelektronimikroskooppia (X-PEEM) nanomittakaavan synkrotronisäteilylaitoksissa.Yhdessä kemiallisesti herkän röntgenabsorptiospektroskopian (XAS) tekniikoiden kanssa X-PEEM mahdollistaa XAS-mittauksen korkealla tila- ja spektriresoluutiolla ja tarjoaa kemiallista tietoa alkuainekoostumuksesta ja sen kemiallisesta tilasta spatiaalisella resoluutiolla nanometrin mittakaavaan asti 23 .Tämä aloituskohdan spektroskooppinen havainnointi mikroskoopilla helpottaa paikallisia kemiallisia kokeita ja voi osoittaa avaruudellisesti aiemmin tutkimattomia kemiallisia muutoksia Fe-kerroksessa.
Tämä tutkimus laajentaa PEEM:n etuja kemiallisten erojen havaitsemisessa nanomittakaavassa ja esittelee oivaltavan atomitason pintaanalyysimenetelmän Ce-2507:n korroosiokäyttäytymisen ymmärtämiseksi.Se käyttää K-keskiarvojen klusterikemiometrisiä tietoja24 kartoittaakseen mukana olevien alkuaineiden globaalin kemiallisen koostumuksen (heterogeenisyyden) ja niiden kemialliset tilat esitetään tilastollisessa esityksessä.Toisin kuin perinteisessä kromioksidikalvon hajoamisen aiheuttamassa korroosiossa, nykyinen huono passivointi ja huono korroosionkestävyys johtuvat paikallisista Fe3+-rikkaista nanosaarista lähellä Fe/Cr-oksidikerrosta, mikä saattaa johtua suojaavista oksideista.Hajoamispaikalle muodostuu korroosiota aiheuttava kalvo.
Epämuodostuneen SDSS 2507:n syövyttävä käyttäytyminen arvioitiin ensin käyttämällä sähkökemiallisia mittauksia.KuvassaKuvassa 1 esitetään Nyquistin ja Boden käyrät valituille näytteille happamissa (pH = 1) FeCl3:n vesiliuoksissa huoneenlämpötilassa.Valittu elektrolyytti toimii vahvana hapettimena, mikä luonnehtii passivointikalvon hajoamistaipumusta.Vaikka materiaali ei läpäissyt stabiilia huoneenlämpöistä pistekorjausta, nämä analyysit antoivat käsityksen mahdollisista vikatapahtumista ja korroosion jälkeisistä prosesseista.Vastaavaa piiriä (kuva 1d) käytettiin sovittamaan sähkökemiallisen impedanssispektroskopian (EIS) spektrit, ja vastaavat sovitustulokset on esitetty taulukossa 1. Liuoskäsiteltyjä ja kuumakäsiteltyjä näytteitä testattaessa ilmaantui epätäydellisiä puoliympyröitä, kun taas vastaavat puristetut puoliympyrät kylmävalssattiin (kuva 1b).EIS-spektrissä puoliympyrän sädettä voidaan pitää polarisaatioresistanssina (Rp)25,26.Liuoskäsitellyn SDSS:n Rp taulukossa 1 on noin 135 kΩ cm-2, mutta kuumatyöstetylle ja kylmävalssatulle SDSS:lle voimme nähdä paljon pienempiä arvoja, vastaavasti 34,7 ja 2,1 kΩ cm-2.Tämä Rp:n merkittävä lasku osoittaa plastisen muodonmuutoksen haitallisen vaikutuksen passivointiin ja korroosionkestävyyteen, kuten aikaisemmissa raporteissa 27, 28, 29, 30 käy ilmi.
a Nyquist, b, c Boden impedanssi- ja vaihekaaviot sekä vastaava piirimalli d:lle, jossa RS on elektrolyytin resistanssi, Rp on polarisaatioresistanssi ja QCPE on vakiofaasielementin oksidi, jota käytetään mallintamaan epäideaalista kapasitanssia (n) .EIS-mittaukset suoritettiin tyhjäkäynnillä.
Ensimmäisen kertaluvun vakiot on esitetty Bode-kaaviossa ja korkeataajuinen tasanne edustaa elektrolyyttiresistanssia RS26.Taajuuden pienentyessä impedanssi kasvaa ja negatiivinen vaihekulma löytyy, mikä osoittaa kapasitanssin dominanssia.Vaihekulma kasvaa säilyttäen maksimiarvonsa suhteellisen laajalla taajuusalueella ja pienenee sitten (kuva 1c).Kuitenkin kaikissa kolmessa tapauksessa tämä maksimiarvo on edelleen alle 90°, mikä osoittaa kapasitiivisesta dispersiosta johtuvaa ei-ideaalista kapasitiivista käyttäytymistä.Siten QCPE-vakiofaasielementtiä (CPE) käytetään edustamaan rajapintojen kapasitanssijakaumaa, joka on johdettu pinnan karheudesta tai epähomogeenisuudesta, erityisesti atomimittakaavan, fraktaaligeometrian, elektrodin huokoisuuden, epätasaisen potentiaalin ja pinnasta riippuvan virranjakauman suhteen.Elektrodin geometria31,32.CPE-impedanssi:
missä j on imaginaariluku ja ω on kulmataajuus.QCPE on taajuudesta riippumaton vakio, joka on verrannollinen elektrolyytin aktiiviseen avoimeen alueeseen.n on dimensioton teholuku, joka kuvaa poikkeamaa kondensaattorin ideaalisesta kapasitiivisesta käyttäytymisestä, eli mitä lähempänä n on 1, sitä lähempänä CPE on puhdasta kapasitanssia, ja jos n on lähellä nollaa, se on vastus.Pieni n:n poikkeama, lähellä 1:tä, osoittaa pinnan ei-ideaalisen kapasitiivisen käyttäytymisen polarisaatiotestauksen jälkeen.Kylmävalssatun SDSS:n QCPE on paljon korkeampi kuin vastaavissa tuotteissa, mikä tarkoittaa, että pinnan laatu on epätasaisempi.
Useimpien ruostumattomien terästen korroosionkestävyysominaisuuksien mukaisesti SDSS:n suhteellisen korkea Cr-pitoisuus johtaa yleensä SDSS:n erinomaiseen korroosionkestävyyteen, koska pinnalla on passiivinen suojaava oksidikalvo17.Tämä passivoiva kalvo sisältää tavallisesti runsaasti Cr3+-oksideja ja/tai -hydroksideja, jotka sisältävät pääasiassa Fe2+-, Fe3+-oksideja ja/tai (oksi)hydroksideja 33 .Huolimatta samasta pinnan tasaisuudesta, passivoivasta oksidikerroksesta ja pinnan näkymättömästä murtumasta mikroskooppisilla kuvilla6,7, kuumatyöstetyn ja kylmävalssatun SDSS:n korroosiokäyttäytyminen on erilaista ja vaatii siksi syvällistä muodonmuutosmikrorakenteen ja teräksen rakenteellisten ominaisuuksien tutkimista.
Epämuodostuneen ruostumattoman teräksen mikrorakennetta tutkittiin kvantitatiivisesti käyttämällä sisäisiä ja synkrotronisuuren energian röntgensäteitä (lisäkuvat 1, 2).Yksityiskohtainen analyysi on lisätiedoissa.Vaikka tämä vastaa enimmäkseen pääfaasin tyyppiä, faasien tilavuusosuuksissa havaittiin eroja, jotka on lueteltu lisätaulukossa 1. Ero voi johtua pinnan heterogeenisestä faasifraktiosta ja tilavuusosuudesta (XRD), joka on alttiina erilaiselle havaintosyvyydelle käytettäessä röntgendiffraktiota eri energialähteillä tulevien fotonien kanssa.Suhteellisen korkeampi austeniitin osuus kylmävalssatuista näytteistä, joka on määritetty XRD:llä laboratoriolähteestä, osoittaa parempaa passivointia ja sitä kautta parempaa korroosionkestävyyttä35, kun taas tarkemmat ja tilastollisemmat tulokset osoittavat päinvastaisia ​​kehityssuuntauksia faasisuhteissa.Lisäksi teräksen korroosionkestävyys riippuu myös termomekaanisen käsittelyn aikana tapahtuvasta rakeiden hienostuneisuusasteesta, raekoon pienenemisestä, mikrodeformaatioiden lisääntymisestä ja dislokaatiotiheydestä36,37,38.Kuumatyöstetyt näytteet ovat luonteeltaan rakeisempia, mikä osoittaa mikronikokoisia rakeita, kun taas kylmävalssatuissa näytteissä havaitut sileät renkaat (lisäkuva 3) osoittavat merkittävää rakeiden hienostuneisuutta nanomittakaavaan edellisessä työssä6, minkä pitäisi edistää kalvon passivoitumista.korroosionkestävyyden muodostuminen ja lisääntyminen.Suurempi dislokaatiotiheys liittyy yleensä pienempään pistekorjauskestävyyteen, mikä sopii hyvin sähkökemiallisten mittausten kanssa.
Alkuaineiden mikroalueiden kemiallisten tilojen muutoksia on tutkittu systemaattisesti X-PEEM:n avulla.Huolimatta seosalkuaineiden runsaudesta, Cr, Fe, Ni ja Ce39 valittiin tähän, koska Cr on avainelementti passivointikalvon muodostuksessa, Fe on pääalkuaine teräksessä ja Ni tehostaa passivointia ja tasapainottaa ferriitti-austeniittista faasirakennetta ja Ce:n modifioinnin tarkoitusta.Säätämällä synkrotronisäteilyn energiaa, RAS päällystettiin pinnasta pääominaisuuksilla Cr (reuna L2.3), Fe (reuna L2.3), Ni (reuna L2.3) ja Ce (reuna M4.5).kuumamuovaus ja kylmävalssaus Ce-2507 SDSS.Asianmukainen data-analyysi suoritettiin sisällyttämällä energiakalibrointi julkaistuihin tietoihin (esim. XAS 40, 41 Fe L2:lla, 3 reunaa).
KuvassaKuva 2 esittää X-PEEM-kuvia kuumatyöstetystä (kuva 2a) ja kylmävalssatusta (kuva 2d) Ce-2507 SDSS:stä ja vastaavista Cr:n ja Fe L2,3:n XAS-reunoista erikseen merkityissä paikoissa.XAS:n L2,3-reuna mittaa tyhjiä 3d-tiloja elektronin valoeksitaation jälkeen spin-kiertoradan jakotasoilla 2p3/2 (L3-reuna) ja 2p1/2 (L2-reuna).Tiedot Cr:n valenssitilasta saatiin XAS:lta L2,3-reunassa kuviossa 2b, e.Vertailu tuomareihin.42,43 osoitti, että L3-reunan lähellä havaittiin neljä huippua, nimeltään A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) ja D (582,2 eV), jotka heijastavat oktaedristä Cr3+:aa, joka vastaa Cr2O3-ionia.Kokeelliset spektrit ovat yhtäpitäviä paneeleissa b ja e esitettyjen teoreettisten laskelmien kanssa, jotka on saatu useista Cr L2.3 -rajapinnan kidekentän laskelmista käyttämällä kidekenttää 2,0 eV44.Kuumatyöstetyn ja kylmävalssatun SDSS:n molemmat pinnat on päällystetty suhteellisen tasaisella Cr2O3-kerroksella.
a X-PEEM-lämpökuva termisesti muotoutuneesta SDSS:stä, joka vastaa b Cr L2.3 reunaa ja c Fe L2.3 reunaa, d X-PEEM lämpökuva kylmävalssatusta SDSS:stä, joka vastaa e Cr L2.3 reunaa ja f Fe L2 .3 reunasivua ( f).XAS-spektrit piirretään lämpökuviin merkittyihin eri spatiaalisiin paikkoihin (a, d), oranssit katkoviivat kohdissa (b) ja (e) edustavat Cr3+:n simuloituja XAS-spektrejä kidekentän arvolla 2,0 eV.Käytä X-PEEM-kuvissa lämpöpalettia kuvan luettavuuden parantamiseksi, jossa värit sinisestä punaiseen ovat verrannollisia röntgensäteilyn absorption intensiteettiin (matalasta korkeaan).
Riippumatta näiden metallisten alkuaineiden kemiallisesta ympäristöstä, Ni- ja Ce-seosalkuaineiden lisäysten kemiallinen tila molemmissa näytteissä pysyi muuttumattomana.Lisäpiirros.Kuvat 5-9 esittävät X-PEEM-kuvia ja vastaavat XAS-spektrit Ni:lle ja Ce:lle eri kohdissa kuumatyöstettujen ja kylmävalssattujen näytteiden pinnalla.Ni XAS näyttää Ni2+:n hapetustilat kuumakäsiteltyjen ja kylmävalssattujen näytteiden koko mitatulla pinnalla (täydentävä keskustelu).On huomattava, että kuumakäsiteltyjen näytteiden tapauksessa Ce:n XAS-signaalia ei havaittu, kun taas kylmävalssattujen näytteiden tapauksessa Ce3+:n spektri havaittiin.Ce-pisteiden havainnointi kylmävalssatuissa näytteissä osoitti, että Ce esiintyy pääasiassa saostumien muodossa.
Termisesti deformoituneessa SDSS:ssä ei havaittu paikallista rakennemuutosta XAS:ssa Fe L2,3:n reunassa (kuva 2c).Kuitenkin Fe-matriisi mikroalueellisesti muuttaa kemiallista tilaansa seitsemässä satunnaisesti valitussa kylmävalssatun SDSS:n kohdassa, kuten kuvassa 2f esitetään.Lisäksi, jotta saadaan tarkka käsitys Fe:n tilan muutoksista kuvan 2f valituissa paikoissa, suoritettiin paikallisia pintatutkimuksia (kuva 3 ja täydentävä kuva 10), joissa valittiin pienempiä ympyrämäisiä alueita.α-Fe2O3-järjestelmien Fe L2,3 reunan XAS-spektrit ja Fe2+-oktaedriset oksidit mallinnettiin useilla kidekenttälaskelmilla käyttämällä kidekenttiä 1,0 (Fe2+) ja 1,0 (Fe3+)44. Huomaa, että α-Fe2O3:lla ja γ-Fe2O3:lla on erilaiset paikalliset symmetriat45,46, Fe3O4:llä on sekä Fe2+:n ja Fe3+:n yhdistelmä,47 että FeO45:llä muodollisesti kaksiarvoisena Fe2+-oksidina (3d6). Huomaa, että α-Fe2O3:lla ja γ-Fe2O3:lla on erilaiset paikalliset symmetriat45,46, Fe3O4:llä on sekä Fe2+:n ja Fe3+:n yhdistelmä,47 että FeO45:llä muodollisesti kaksiarvoisena Fe2+-oksidina (3d6).Huomaa, että α-Fe2O3:lla ja γ-Fe2O3:lla on erilaiset paikalliset symmetriat45,46, Fe3O4 yhdistää sekä Fe2+:n että Fe3+:n,47 ja FeO45:n muodollisesti kaksiarvoisen oksidin Fe2+ (3d6) muodossa.Huomaa, että α-Fe2O3:lla ja γ-Fe2O3:lla on erilaiset paikalliset symmetriat45,46, Fe3O4:llä on Fe2+:n ja Fe3+:n yhdistelmä,47 ja FeO45 toimii muodollisena kaksiarvoisena Fe2+-oksidina (3d6).Kaikilla α-Fe2O3:n Fe3+-ioneilla on vain Oh-asemat, kun taas γ-Fe2O3:a edustaa yleensä Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-spinelli, jossa on vapaita paikkoja esim. asemissa.Siksi y-Fe2O3:n Fe3+-ioneilla on sekä Td- että Oh-asemat.Kuten edellisessä artikkelissa mainittiin45, vaikka näiden kahden intensiteettisuhde on erilainen, niiden intensiteettisuhde eg/t2g on ≈1, kun taas tässä tapauksessa havaittu intensiteettisuhde eg/t2g on noin 1. Tämä sulkee pois mahdollisuuden, että nykytilanteessa vain Fe3+ on läsnä.Ottaen huomioon Fe3O4:n tapauksen sekä Fe2+:n että Fe3+:n kanssa, ensimmäinen ominaisuus, jolla tiedetään olevan heikompi (vahvempi) L3-reuna Fe:lle, osoittaa pienempää (suurempaa) määrää käyttämättömiä t2g-tiloja.Tämä koskee Fe2+:aa (Fe3+), mikä osoittaa, että nousun ensimmäinen piirre viittaa Fe2+47-pitoisuuden nousuun.Nämä tulokset osoittavat, että Fe2+:n ja γ-Fe2O3:n, α-Fe2O3:n ja/tai Fe3O4:n rinnakkaiselo hallitsee komposiittien kylmävalssatun pinnan.
Laajennetut fotoelektronilämpökuvauskuvat XAS-spektreistä (a, c) ja (b, d), jotka ylittävät Fe L2,3 -reunan eri avaruudellisissa paikoissa valituilla alueilla 2 ja E kuvioissa 1 ja 2.2d.
Saadut kokeelliset tiedot (kuva 4a ja täydentävä kuva 11) piirretään ja verrataan puhtaiden yhdisteiden 40, 41, 48 tietoihin. Kolme erityyppistä kokeellisesti havaittua Fe L-reunan XAS-spektriä (XAS-1, XAS-2 ja XAS-3: kuva 4a).Erityisesti spektri 2-a (merkitty XAS-1:ksi) kuvassa 3b ja sen jälkeen spektri 2-b (merkitty XAS-2) havaittiin koko havaintoalueella, kun taas spektrejä, kuten E-3 havaittiin kuviossa 3d (merkitty XAS-3), havaittiin tietyissä paikoissa.Tutkittavan näytteen olemassa olevien valenssitilojen tunnistamiseen käytettiin pääsääntöisesti neljää parametria: (1) spektriominaisuudet L3 ja L2, (2) ominaisuuksien L3 ja L2 energiapaikat, (3) energia-ero L3-L2., (4) L2/L3-intensiteettisuhde.Visuaalisten havaintojen mukaan (kuvio 4a) kaikki kolme Fe-komponenttia, nimittäin Fe0, Fe2+ ja Fe3+, ovat läsnä tutkittavalla SDSS-pinnalla.Laskettu intensiteettisuhde L2/L3 osoitti myös kaikkien kolmen komponentin läsnäolon.
Simuloidut Fe:n XAS-spektrit, joissa on havaittu kolme erilaista kokeellista dataa (yhtenäiset viivat XAS-1, XAS-2 ja XAS-3 vastaavat 2-a, 2-b ja E-3 kuvioissa 2 ja 3) Vertailu, oktaedrit Fe2+, Fe3+ kidekenttäarvoilla 1,0 eV, XASd, eV ja vastaavasti 1ASXd, 1ASd. -2, XAS-3) ja vastaavat optimoidut LCF-tiedot (yhtenäinen musta viiva) ja myös XAS-3-spektrien muodossa Fe3O4:n (Fe:n sekatila) ja Fe2O3:n (puhdas Fe3+) standardien kanssa.
Kolmen standardin 40, 41, 48 lineaarista yhdistelmäsovitusta (LCF) käytettiin rautaoksidikoostumuksen kvantifiointiin.LCF toteutettiin kolmelle valitulle Fe L-reunan XAS-spektrille, jotka osoittavat suurinta kontrastia, nimittäin XAS-1, XAS-2 ja XAS-3, kuten on esitetty kuvioissa 4b-d.LCF-liittimissä 10 % Fe0 otettiin huomioon kaikissa tapauksissa, koska havaitsimme pienen reunuksen kaikissa tiedoissa ja myös siitä, että metallirauta on teräksen pääkomponentti. Todellakin, X-PEEM:n koesyvyys Fe:lle (~ 6 nm)49 on suurempi kuin arvioitu hapetuskerroksen paksuus (hieman > 4 nm), mikä mahdollistaa signaalin havaitsemisen passivointikerroksen alla olevasta rautamatriisista (Fe0). Todellakin, X-PEEM:n koesyvyys Fe:lle (~ 6 nm)49 on suurempi kuin arvioitu hapetuskerroksen paksuus (hieman > 4 nm), mikä mahdollistaa signaalin havaitsemisen passivointikerroksen alla olevasta rautamatriisista (Fe0). Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (не4молногоя), обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Todellakin, anturin X-PEEM syvyys Fe (~ 6 nm) 49: lle on suurempi kuin oletettu hapetuskerroksen paksuus (hieman > 4 nm), mikä mahdollistaa signaalin havaitsemisen rautamatriisista (Fe0) passivointikerroksen alla.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm）化层下方的铁基体（Fe0）的信号.事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略＋ 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信叏信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина омгаемая толщина омон4 оконсина что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Itse asiassa Fe (~ 6 nm) 49:n havaitsemissyvyys X-PEEM:llä on suurempi kuin odotettu oksidikerroksen paksuus (hieman > 4 nm), mikä mahdollistaa signaalin havaitsemisen rautamatriisista (Fe0) passivointikerroksen alla. .Erilaisia ​​Fe2+:n ja Fe3+:n yhdistelmiä suoritettiin parhaan mahdollisen ratkaisun löytämiseksi havaituille kokeellisille tiedoille.KuvassaKuva 4b esittää XAS-1-spektrin Fe2+:n ja Fe3+:n yhdistelmälle, jossa Fe2+:n ja Fe3+:n osuudet olivat samanlaiset noin 45 %, mikä osoittaa Fe:n sekahapetustiloja.XAS-2-spektrillä Fe2+:n ja Fe3+:n prosenttiosuudesta tulee vastaavasti ~30 % ja 60 %.Fe2+ ​​on pienempi kuin Fe3+.Fe2+:n ja Fe3:n suhde, joka on 1:2, tarkoittaa, että Fe3O4:a voi muodostua samassa suhteessa Fe-ionien välillä.Lisäksi XAS-3-spektrillä Fe2+:n ja Fe3+:n prosenttiosuudesta tulee ~10 % ja 80 %, mikä osoittaa Fe2+:n suurempaa konversiota Fe3+:ksi.Kuten edellä mainittiin, Fe3+ voi olla peräisin α-Fe203:sta, y-Fe2O3:sta tai Fe304:stä.Todennäköisimmän Fe3+:n lähteen ymmärtämiseksi XAS-3-spektri piirrettiin erilaisilla Fe3+-standardeilla kuvassa 4e, mikä osoitti samankaltaisuutta molempien standardien kanssa B-huippua tarkasteltaessa.Kuitenkin olkapiikkien intensiteetti (A: Fe2+:sta) ja B/A-intensiteettisuhde osoittavat, että XAS-3:n spektri on lähellä, mutta ei täsmää y-Fe2O3:n spektrin kanssa.Verrattuna y-Fe2O3:n bulkkiin A SDSS:n Fe 2p XAS -huipulla on hieman korkeampi intensiteetti (kuvio 4e), mikä osoittaa Fe2+:n korkeampaa intensiteettiä.Vaikka XAS-3:n spektri on samanlainen kuin γ-Fe2O3:n, jossa Fe3+ on läsnä Oh- ja Td-asemissa, eri valenssitilojen tunnistaminen ja koordinaatio vain L2,3-reunaa tai L2/L3-intensiteettisuhdetta pitkin on edelleen ongelma.jatkuvan keskustelun aihe lopulliseen spektriin vaikuttavien eri tekijöiden monimutkaisuuden vuoksi41.
Valittujen kiinnostuksen kohteena olevien alueiden kemiallisessa tilassa olevien edellä kuvattujen spektraalisten erojen lisäksi avainelementtien Cr:n ja Fe:n globaali kemiallinen heterogeenisyys arvioitiin myös luokittelemalla kaikki näytteen pinnalta saadut XAS-spektrit käyttämällä K-means-klusterointimenetelmää..Reunaprofiilit Cr L on asetettu muodostamaan kaksi optimaalista klusteria spatiaalisesti jakautuneina kuvissa 1 ja 2 esitetyissä kuumatyöstetyissä ja kylmävalssatuissa näytteissä.5. On selvää, että mitään paikallisia rakenteellisia muutoksia ei koeta samanlaisiksi, koska XAS Cr -spektrien kaksi sentroidia ovat vertailukelpoisia.Nämä kahden klusterin spektrimuodot ovat lähes identtiset Cr2O342:ta vastaavien kanssa, mikä tarkoittaa, että Cr2O3-kerrokset ovat suhteellisen tasaisin välein SDSS:ssä.
Cr L K- tarkoittaa reuna-alueen klustereita ja b on vastaavat XAS-keskipisteet.Tulokset kylmävalssatun SDSS:n K-keskiarvojen X-PEEM-vertailusta: c K-keskiarvoklusterien Cr L2.3 reuna-alue ja d vastaavat XAS-sentroidit.
Monimutkaisempien FeL-reunakarttojen havainnollistamiseksi kuumatyöstetyille ja kylmävalssatuille näytteille käytettiin neljää ja viittä optimoitua klusteria ja niihin liittyviä sentroideja (spektriprofiileja).Siksi Fe2+:n ja Fe3+:n prosenttiosuudet (%) voidaan saada sovittamalla kuvassa 4 esitetty LCF.Pseudoelektrodipotentiaalia Epseudo Fe0:n funktiona käytettiin paljastamaan pinnan oksidikalvon mikrokemiallinen epähomogeenisuus.Epseudo arvioidaan karkeasti sekoitussäännöllä,
missä \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) on yhtä kuin \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 ja 0,036 V, vastaavasti.Alueilla, joilla on pienempi potentiaali, on korkeampi Fe3+ -yhdistepitoisuus.Potentiaalijakauma termisesti muotoutuneissa näytteissä on kerroksellinen, jonka suurin muutos on noin 0,119 V (kuvat 6a, b).Tämä potentiaalijakauma liittyy läheisesti pinnan topografiaan (kuva 6a).Mitään muita sijainnista riippuvia muutoksia alla olevassa laminaarisessa sisäosassa ei havaittu (kuvio 6b).Päinvastoin, erilaisten Fe2+- ja Fe3+-pitoisuuksien omaavien oksidien liittämisessä kylmävalssatussa SDSS:ssä voidaan havaita pseudopotentiaalin epäyhtenäinen luonne (kuvat 6c, d).Fe3+-oksidit ja/tai (oksi)hydroksidit ovat teräksen ruosteen pääaineosia ja ne läpäisevät happea ja vettä50.Tässä tapauksessa runsaasti Fe3+:aa sisältäviä saaria pidetään paikallisesti levinneinä ja niitä voidaan pitää syöpyneinä alueina.Samanaikaisesti potentiaalikentän gradienttia, eikä potentiaalin absoluuttista arvoa, voidaan käyttää indikaattorina aktiivisten korroosiokohtien lokalisoinnissa.Tämä Fe2+:n ja Fe3+:n epätasainen jakautuminen kylmävalssatun SDSS:n pinnalle voi muuttaa paikallista kemiaa ja tarjota käytännöllisemmän aktiivisen pinta-alan oksidikalvon hajoamisessa ja korroosioreaktioissa, mikä mahdollistaa alla olevan metallimatriisin jatkuvan korroosion, mikä johtaa sisäiseen korroosioon.ominaisuuksien heterogeenisuus ja passivoivan kerroksen suojaominaisuuksien heikkeneminen.
K-keskiarvoklusterit ja vastaavat XAS-keskipisteet kuumadeformoidun X-PEEM ac:n ja kylmävalssatun SDSS:n df:n Fe L2.3 reuna-alueella.a, d K- tarkoittaa X-PEEM-kuvien päällekkäisiä klusterikaavioita.Laskettu pseudoelektrodipotentiaali (Epseudo) mainitaan yhdessä K-keskiarvojen klusterikaavion kanssa.X-PEEM-kuvan kirkkaus, kuten kuvan 2 väri, on verrannollinen röntgensäteen absorption intensiteettiin.
Suhteellisen tasainen Cr, mutta erilainen Fe:n kemiallinen tila johtaa erilaisiin oksidikalvovaurioihin ja korroosiokuvioihin kuumatyöstetyssä ja kylmävalssatussa Ce-2507:ssä.Tämä kylmävalssatun Ce-2507:n ominaisuus on tutkittu hyvin.Mitä tulee Fe:n oksidien ja hydroksidien muodostumiseen ympäröivään ilmaan tässä lähes neutraalissa työssä, reaktiot ovat seuraavat:
Yllä olevat reaktiot esiintyvät seuraavissa X-PEEM-analyysiin perustuvissa skenaarioissa.Pieni olkapää, joka vastaa Fe0:ta, liittyy alla olevaan metalliseen rautaan.Metallisen Fe:n reaktio ympäristön kanssa johtaa Fe(OH)2-kerroksen muodostumiseen (yhtälö (5)), joka vahvistaa Fe2+-signaalia Fe L-reunan XAS:ssa.Pitkäaikainen altistuminen ilmalle voi johtaa Fe3O4- ja/tai Fe2O3-oksidien muodostumiseen Fe(OH)252,53:n jälkeen.Kahta stabiilia Fe:n muotoa, Fe3O4 ja Fe2O3, voi muodostua myös Cr3+-rikkaaseen suojakerrokseen, joista Fe3O4 suosii yhtenäistä ja tahmeaa rakennetta.Molempien läsnäolo johtaa sekoitettuihin hapetustiloihin (XAS-1-spektri).XAS-2-spektri vastaa pääasiassa Fe3O4:ää.Vaikka XAS-3-spektrien havainnointi useissa paikoissa osoitti täydellisen konversion y-Fe2O3:ksi.Koska laskostumattomien röntgensäteiden tunkeutumissyvyys on noin 50 nm, alemmasta kerroksesta tuleva signaali johtaa A-huipun korkeampaan intensiteettiin.
XPA-spektri osoittaa, että oksidikalvon Fe-komponentilla on kerrosrakenne yhdistettynä Cr-oksidikerrokseen.Toisin kuin passivoitumisen merkit, jotka johtuvat Cr2O3:n paikallisesta epähomogeenisuudesta korroosion aikana, huolimatta tasaisesta Cr2O3-kerroksesta tässä työssä, tässä tapauksessa havaitaan alhainen korroosionkestävyys, erityisesti kylmävalssatuissa näytteissä.Havaittu käyttäytyminen voidaan ymmärtää ylemmän kerroksen (Fe) kemiallisen hapetustilan heterogeenisuutena, joka vaikuttaa korroosion suorituskykyyn.Ylemmän kerroksen (rautaoksidi) ja alemman kerroksen (kromioksidi)52,53 saman stoikiometrian ansiosta parempi vuorovaikutus (adheesio) niiden välillä johtaa metalli- tai happi-ionien hitaaseen kuljetukseen hilassa, mikä puolestaan ​​johtaa korroosionkestävyyden lisääntymiseen.Siksi jatkuva stoikiometrinen suhde, eli yksi Fe:n hapetusaste, on parempi kuin äkilliset stökiömetriset muutokset.Lämmön vaikutuksesta muotoutuneella SDSS:llä on tasaisempi pinta, tiheämpi suojakerros ja parempi korroosionkestävyys.Kylmävalssatun SDSS:n tapauksessa runsaat Fe3+ -saarekkeet suojakerroksen alla rikkoo pinnan eheyttä ja aiheuttaa galvaanista korroosiota lähellä olevan alustan kanssa, mikä johtaa jyrkkään Rp:n laskuun (taulukko 1).EIS-spektri ja sen korroosionkestävyys vähenevät.Voidaan nähdä, että Fe3+ -rikkaiden saarekkeiden paikallinen jakautuminen plastisen muodonmuutoksen vuoksi vaikuttaa pääasiassa korroosionkestävyyteen, mikä on tässä työssä läpimurto.Siten tämä tutkimus esittää spektroskooppisia mikroskooppisia kuvia plastisen muodonmuutoksen menetelmällä tutkittujen SDSS-näytteiden korroosionkestävyyden heikkenemisestä.
Lisäksi, vaikka seostus harvinaisten maametallien kanssa kaksifaasiteräksissä osoittaa parempaa suorituskykyä, tämän lisäaineen vuorovaikutus yksittäisen teräsmatriisin kanssa korroosiokäyttäytymisen suhteen on spektroskooppisen mikroskoopin tietojen mukaan vaikeasti havaittavissa.Ce-signaalien esiintyminen (XAS M-reunojen kautta) ilmaantuu vain muutamissa paikoissa kylmävalssauksen aikana, mutta katoaa SDSS:n kuumamuodonmuutoksen aikana, mikä osoittaa Ce:n paikallista saostumista teräsmatriisissa homogeenisen seostumisen sijaan.Vaikka harvinaisten maametallien läsnäolo ei merkittävästi paranna SDSS:n mekaanisia ominaisuuksia6,7, se pienentää sulkeumien kokoa ja sen uskotaan estävän pisteen muodostumista alkualueella54.
Yhteenvetona voidaan todeta, että tämä työ paljastaa pinnan heterogeenisyyden vaikutuksen ceriumilla modifioidun 2507 SDSS:n korroosioon kvantifioimalla nanomittakaavan komponenttien kemiallisen sisällön.Vastaamme kysymykseen, miksi ruostumaton teräs syöpyy jopa suojaavan oksidikerroksen alla, kvantifioimalla sen mikrorakenteen, pintakemian ja signaalinkäsittelyn K-keskiarvojen klusteroinnilla.On osoitettu, että saaret, joissa on runsaasti Fe3+:aa, mukaan lukien niiden oktaedri- ja tetraedrikoordinaatio koko Fe2+/Fe3+-seoksen ominaispiirteessä, ovat kylmävalssatun oksidikalvon SDSS vaurioiden ja korroosion lähteitä.Fe3+:n hallitsemat nanosaaret johtavat huonoon korroosionkestävyyteen jopa riittävän stoikiometrisen Cr2O3 passivoivan kerroksen läsnä ollessa.Nanomittakaavaisen kemiallisen heterogeenisyyden korroosion vaikutuksen määrittämisessä saavutetun metodologisen edistyksen lisäksi meneillään olevan työn odotetaan inspiroivan teknisiä prosesseja parantamaan ruostumattomien terästen korroosionkestävyyttä teräksen valmistuksen aikana.
Tässä tutkimuksessa käytetyn Ce-2507 SDSS-harkon valmistamiseksi sekoitettu koostumus, joka sisälsi Fe-Ce-pääseosta, joka oli suljettu puhtaalla rautaputkella, sulatettiin 150 kg:n keskitaajuisessa induktiouunissa sulan teräksen valmistamiseksi ja kaadettiin muottiin.Mitatut kemialliset koostumukset (paino-%) on lueteltu lisätaulukossa 2. Harkot kuumataotaan ensin lohkoiksi.Sitten sitä hehkutettiin 1 050 °C:ssa 60 minuuttia teräksen saamiseksi kiinteässä liuoksessa, ja sitten se sammutettiin vedessä huoneenlämpötilaan.Tutkittuja näytteitä tutkittiin yksityiskohtaisesti TEM:llä ja DOE:llä faasien, raekoon ja morfologian tutkimiseksi.Tarkempaa tietoa näytteistä ja tuotantoprosessista löytyy muista lähteistä6,7.
Sylinterimäiset näytteet (φ10 mm × 15 mm) kuumapuristusta varten käsiteltiin siten, että sylinterin akseli oli yhdensuuntainen lohkon muodonmuutossuunnan kanssa.Korkean lämpötilan puristus suoritettiin eri lämpötiloissa välillä 1000-1150 °C käyttämällä Gleeble-3800-lämpösimulaattoria vakiovenymänopeudella alueella 0,01-10 s-1.Ennen muodonmuutosta näytteitä kuumennettiin nopeudella 10 °C s-1 2 minuuttia valitussa lämpötilassa lämpötilagradientin poistamiseksi.Lämpötilan tasaisuuden saavuttamisen jälkeen näyte deformoitiin todelliseen venymäarvoon 0,7.Muodon muuttamisen jälkeen näytteet sammutettiin välittömästi vedellä deformoituneen rakenteen säilyttämiseksi.Kovettunut näyte leikataan sitten samansuuntaisesti puristussuunnan kanssa.Tätä nimenomaista tutkimusta varten valitsimme näytteen, jonka kuumavenymäolosuhteet olivat 1050 °C, 10 s-1, koska havaittu mikrokovuus oli korkeampi kuin muilla näytteillä7.
Massiivisia (80 × 10 × 17 mm3) näytteitä Ce-2507 kiinteästä liuoksesta käytettiin kolmivaiheisessa asynkronisessa kaksitelamyllyssä LG-300, jolla oli parhaat mekaaniset ominaisuudet kaikkien muiden muodonmuutostasojen joukossa6.Kummankin reitin venymänopeus ja paksuuden pieneneminen ovat 0,2 m·s-1 ja 5 %.
Autolab PGSTAT128N sähkökemiallista työasemaa käytettiin SDSS-sähkökemiallisiin mittauksiin kylmävalssauksen jälkeen 90 %:n paksuuden pienenemiseen (1,0 ekvivalentti todellinen venymä) ja kuumapuristuksen jälkeen 1050 °C:ssa 10 s-1 todelliseen venymään 0,7.Työasemassa on kolmen elektrodin kenno, jossa kyllästetty kalomelielektrodi vertailuelektrodina, grafiittivastaelektrodi ja SDSS-näyte työelektrodina.Näytteet leikattiin halkaisijaltaan 11,3 mm sylintereiksi, joiden sivuille juotettiin kuparilangat.Sitten näytteet kiinnitettiin epoksilla, jolloin työelektrodiksi jäi 1 cm2 avoin työalue (sylinterimäisen näytteen alapuoli).Ole varovainen epoksin kovettumisen ja sen jälkeisen hion ja kiillotuksen aikana, jotta vältyt halkeilulta.Työpinnat hiottiin ja kiillotettiin timanttikiillotussuspensiolla, jonka hiukkaskoko oli 1 μm, pestiin tislatulla vedellä ja etanolilla ja kuivattiin kylmässä ilmassa.Ennen sähkökemiallisia mittauksia kiillotetut näytteet altistettiin ilmalle useiden päivien ajan luonnollisen oksidikalvon muodostamiseksi.FeCl3:n vesiliuosta (6,0 paino-%), joka on stabiloitu pH-arvoon 1,0 ± 0,01 HCl:llä ASTM-suositusten mukaisesti, käytetään nopeuttamaan ruostumattoman teräksen korroosiota55, koska se on syövyttävää kloridi-ionien läsnä ollessa, joilla on voimakas hapetuskyky ja matala pH. Ympäristöstandardit G48 ja A9.Upota näyte testiliuokseen 1 tunniksi, jotta se saavuttaa lähes vakaan tilan ennen mittausten tekemistä.Kiinteän liuoksen, kuumamuovattujen ja kylmävalssattujen näytteiden impedanssimittaukset suoritettiin avoimen piirin potentiaalilla (OPC) 0,39, 0,33 ja 0,25 V taajuusalueella 1 105 - 0,1 Hz amplitudilla 5 mV.Kaikki kemialliset testit toistettiin vähintään 3 kertaa samoissa olosuhteissa tietojen toistettavuuden varmistamiseksi.
HE-SXRD-mittauksia varten mitattiin suorakaiteen muotoisia duplex-teräslohkoja, joiden mitat olivat 1 × 1 × 1,5 mm3, jotta kvantifioitiin Brockhousen korkean energian keilaimen säteen vaihekoostumus CLS:ssä, Kanadassa56.Tiedonkeruu suoritettiin Debye-Scherrer-geometrialla tai siirtogeometrialla huoneenlämpötilassa.LaB6-kalibraattorilla kalibroitu röntgensäteilyn aallonpituus on 0,212561 Å, mikä vastaa 58 keV:a, mikä on paljon korkeampi kuin laboratorion röntgenlähteenä yleisesti käytetyn Cu Ka:n (8 keV).Näyte sijaitsi 740 mm:n etäisyydellä detektorista.Kunkin näytteen havaintotilavuus on 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, joka määräytyy säteen koon ja näytteen paksuuden mukaan.Kaikki tiedot kerättiin käyttämällä Perkin Elmer -alueilmaisinta, litteää röntgenilmaisinta, 200 µm pikseliä, 40 × 40 cm2 käyttäen valotusaikaa 0,3 s ja 120 kuvaa.
Kahden valitun mallijärjestelmän X-PEEM-mittaukset suoritettiin Beamline MAXPEEM PEEM -pääteasemalla MAX IV -laboratoriossa (Lund, Ruotsi).Näytteet valmistettiin samalla tavalla kuin sähkökemiallisia mittauksia varten.Valmistettuja näytteitä pidettiin ilmassa useita päiviä ja niistä poistettiin kaasut ultrakorkeassa tyhjiökammiossa ennen kuin ne säteilytettiin synkrotronifotoneilla.Sädelinjan energiaresoluutio saatiin mittaamalla ionin tuottospektri viritysalueella N 1 s - 1\(\pi _g^ \ast\) lähellä hv = 401 eV N2:ssa fotonien energian riippuvuudella E3/2 , 57. Approksimaatiospektri antoi energian ΔE (wi:n mittausviivan ΔE) th d. alue. Siksi säteen linjan energiaresoluutio arvioitiin olevan E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja vuo ≈1012 ph/s käyttämällä modifioitua SX-700 monokromaattoria Si 1200-linjaisella mm−1 reunahilalla Fe 2p C L2,3 Ni2,3p2,3p2,3p2,3Cr3p2,3 Cr ,5 reunaa. Siksi säteen linjan energiaresoluutio arvioitiin olevan E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja vuo ≈1012 ph/s käyttämällä modifioitua SX-700 monokromaattoria Si 1200-linjaisella mm−1 reunahilalla Fe 2p L2.3 Nip2, Cr3p L.2p2, Cr3p L. .5 reuna. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/01012 льзовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p Mкарокрок2,3 Cr, 2p L2,3, кромка, 2p L. 4,5. Siten sädekanavan energiaresoluutioksi arvioitiin E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 ja vuo ≈1012 f/s käyttämällä modifioitua SX-700 monokromaattoria, jonka Si-hila on 1200 viivaa/mm Fe reunalle 2p L2 , L.2p3, L.2p3, L.2p3, Cr. 5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈版1012 ph/s，通 2012 ph/s，通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 辌Ce M, 5 辌瀁 M因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 在 並 2 ， PH/S 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用 用 用 用Fe 2p L2.3 輹缘、Cr 2p L2.3 光栅 改进 瘒. Ce M4.5 边缘.Siten, kun käytetään modifioitua SX-700 monokromaattoria, jossa on 1200 rivin Si-hila.3, Cr reuna 2p L2.3, Ni reuna 2p L2.3 ja Ce reuna M4.5.Skannaa fotonienergia 0,2 eV askelin.Jokaisella energialla PEEM-kuvat tallennettiin käyttämällä kuitukytkettyä TVIPS F-216 CMOS-ilmaisinta, jossa oli 2 x 2 laatikkoa, joka tarjoaa 1024 x 1024 pikselin resoluution 20 µm:n näkökentässä.Kuvien valotusaika oli 0,2 s, keskimäärin 16 kuvaa.Valoelektronikuvan energia valitaan siten, että se tuottaa suurimman sekundaarielektronisignaalin.Kaikki mittaukset suoritettiin normaalilla esiintymistiheydellä käyttäen lineaarisesti polarisoitua fotonisädettä.Lisätietoa mittauksista löytyy aiemmasta tutkimuksesta.Tutkittuaan kokonaiselektronituoton (TEY) ilmaisumoodia ja sen käyttöä X-PEEM49:ssä, tämän menetelmän koesyvyyden arvioidaan olevan noin 4-5 nm Cr-signaalille ja noin 6 nm Fe:lle.Cr-syvyys on hyvin lähellä oksidikalvon paksuutta (~ 4 nm)60,61, kun taas Fe-syvyys on paksuutta suurempi.Fe L:n reunalta kerätty XRD on rautaoksidien XRD:n ja matriisista tulevan Fe0:n seos.Ensimmäisessä tapauksessa emittoivien elektronien intensiteetti tulee kaikista mahdollisista elektronityypeistä, jotka vaikuttavat TEY:hen.Kuitenkin puhdas rautasignaali vaatii suurempaa kineettistä energiaa elektronien kulkemiseksi oksidikerroksen läpi pintaan ja analysaattorin keräämiseksi.Tässä tapauksessa Fe0-signaali johtuu pääasiassa LVV Auger -elektroneista sekä niiden emittoimista toisioelektroneista.Lisäksi näiden elektronien tuottama TEY-intensiteetti vaimenee elektronien pakopolun aikana, mikä edelleen vähentää Fe0-spektrivastetta raudan XAS-kartassa.
Tiedon louhinnan integroiminen datakuutioon (X-PEEM-data) on keskeinen vaihe asiaankuuluvan tiedon (kemiallisten tai fysikaalisten ominaisuuksien) poimimisessa moniulotteisessa lähestymistavassa.K-means-klusterointia käytetään laajasti useilla aloilla, mukaan lukien konenäkö, kuvankäsittely, valvomaton kuviontunnistus, tekoäly ja luokitteluanalyysi.Esimerkiksi K-keskiarvoklusterointi on toiminut hyvin hyperspektrisen kuvadatan klusteroinnissa.Periaatteessa K-means-algoritmi voi helposti ryhmitellä moniominaisuusdataa niiden attribuuttien (fotonienergia-ominaisuuksien) perusteella.K-keskiarvoklusterointi on iteratiivinen algoritmi tietojen jakamiseksi K ei-päällekkäiseen ryhmään (klusteriin), joissa jokainen pikseli kuuluu tiettyyn klusteriin riippuen kemiallisen epähomogeenisuuden tilajakaumasta teräksen mikrorakennekoostumuksessa.K-keskiarvo-algoritmi sisältää kaksi vaihetta: ensimmäisessä vaiheessa lasketaan K sentroidia ja toisessa vaiheessa kullekin pisteelle osoitetaan klusteri, jossa on vierekkäisiä sentroideja.Klusterin painopiste määritellään kyseisen klusterin datapisteiden (XAS-spektri) aritmeettiseksi keskiarvoksi.On olemassa useita eri etäisyyksiä naapurikeskittymien määrittämiseksi euklidiseksi etäisyydeksi.Kun syöttökuva on px,y (jossa x ja y ovat resoluutio pikseleinä), CK on klusterin painopiste;tämä kuva voidaan sitten segmentoida (klusteroida) K-klusteriin käyttämällä K-keskiarvoa63.K-means-klusterointialgoritmin viimeiset vaiheet ovat:
Vaihe 2. Laske kaikkien pikselien jäsenyys nykyisen painopisteen mukaan.Se lasketaan esimerkiksi keskipisteen ja kunkin pikselin välisestä euklidisesta etäisyydestä d:
Vaihe 3 Määritä jokainen pikseli lähimpään painopisteeseen.Laske sitten K-keskipisteen sijainnit uudelleen seuraavasti:
Vaihe 4. Toista prosessi (yhtälöt (7) ja (8)), kunnes sentroidit konvergoivat.Lopulliset klusteroinnin laatutulokset korreloivat vahvasti alkukeskipisteiden parhaan valinnan kanssa.Teräskuvien PEEM-tietorakenteessa X (x × y × λ) on tyypillisesti 3D-matriisidatan kuutio, kun taas x- ja y-akselit edustavat spatiaalista tietoa (pikselin resoluutio) ja λ-akseli vastaa fotonia.energiaspektrikuva.K-means-algoritmia käytetään X-PEEM-datan kiinnostavien alueiden tutkimiseen erottamalla pikselit (klusterit tai alilohkot) niiden spektriominaisuuksien mukaan ja poimimalla kunkin analyytin parhaat sentroidit (XAS-spektriprofiilit).klusteri).Sitä käytetään tilajakauman, paikallisten spektrimuutosten, hapettumiskäyttäytymisen ja kemiallisten tilojen tutkimiseen.Esimerkiksi K-means-klusterointialgoritmia käytettiin Fe L-reuna- ja Cr L-reuna-alueille kuumatyöstetyssä ja kylmävalssatussa X-PEEM:ssä.Useita K-klustereita (mikrorakenteen alueita) testattiin optimaalisten klustereiden ja sentroidien löytämiseksi.Kun nämä numerot näytetään, pikselit määrätään uudelleen vastaaviin klusterin painopisteisiin.Jokainen värijakauma vastaa klusterin keskustaa osoittaen kemiallisten tai fysikaalisten kohteiden tilajärjestelyn.Poistetut sentroidit ovat puhtaiden spektrien lineaarisia yhdistelmiä.
Tämän tutkimuksen tuloksia tukevat tiedot ovat saatavilla asianmukaisesta pyynnöstä vastaavalta WC:n kirjoittajalta.
Sieurin, H. & Sandström, R. Hitsatun ruostumattoman duplex-teräksen murtolujuus. Sieurin, H. & Sandström, R. Hitsatun ruostumattoman duplex-teräksen murtolujuus. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Hitsatun duplex-ruostumattoman teräksen murtolujuus. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Hitsattujen ruostumattomien duplex-terästen murtolujuus.Britannia.Murto-osa.turkista.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Ruostumattomien duplex-terästen korroosionkestävyys valituissa orgaanisissa hapoissa ja orgaanisissa happo-/kloridiympäristöissä. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Ruostumattomien duplex-terästen korroosionkestävyys valituissa orgaanisissa hapoissa ja orgaanisissa happo-/kloridiympäristöissä.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.ja Van Der Merwe, J. Ruostumattomien duplex-terästen korroosionkestävyys ympäristöissä, joissa on joitakin orgaanisia happoja ja orgaanisia happoja/klorideja. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环墐耭煚 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相ruostumaton teräs, orgaaninen teräs, orgaaninen ympäristö / kloorattu ympäristö.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.ja Van Der Merwe, J. Ruostumattomien duplex-terästen korroosionkestävyys valituissa orgaanisten happojen ja orgaanisten happojen/kloridien ympäristöissä.säilöntäaine.Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et ai.Fe-Al-Mn-C dupleksiseosten korroosiota aiheuttava käyttäytyminen.Materiaalit 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Uuden sukupolven superduplex-teräkset laitekaasun ja öljyn tuotantoon. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Uuden sukupolven superduplex-teräkset laitekaasun ja öljyn tuotantoon.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Uuden sukupolven superduplex-teräkset öljyn ja kaasun tuotantolaitteisiin.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Uuden sukupolven superduplex-teräkset kaasun ja öljyn tuotantolaitteisiin.Webinaari E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Duplex ruostumattoman teräslajin 2507 kuumamuodonmuutoskäyttäytymisen tutkiminen. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Duplex ruostumattoman teräslajin 2507 kuumamuodonmuutoskäyttäytymisen tutkiminen. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall 2507. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Tutkimus tyypin 2507 ruostumattoman duplex-teräksen kuumadeformaatiokäyttäytymisestä.Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究.Kingklang, S. ja Utaisansuk, V. Tyypin 2507 Duplex Stainless Steelin kuumadeformaatiokäyttäytymisen tutkiminen.Metalli.alma mater.transsi.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et ai.Hallitun kylmävalssauksen vaikutus ceriummodifioidun superduplex SAF 2507 ruostumattoman teräksen mikrorakenteeseen ja mekaanisiin ominaisuuksiin.alma mater.Tiede.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et ai.Ceriummodifioidun superduplex SAF 2507 ruostumattoman teräksen lämpömuodonmuutoksen aiheuttamat rakenteelliset ja mekaaniset ominaisuudet.J. Alma mater.varastosäiliö.teknologiaa.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Harvinaisten maametallien vaikutus austeniittisen teräksen korkean lämpötilan hapetuskäyttäytymiseen. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Harvinaisten maametallien vaikutus austeniittisen teräksen korkean lämpötilan hapetuskäyttäytymiseen.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. ja Zheng K. Harvinaisten maametallien vaikutus austeniittisen teräksen käyttäytymiseen korkean lämpötilan hapetuksessa. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. ja Zheng K. Harvinaisten maametallien vaikutus austeniittisten terästen käyttäytymiseen korkean lämpötilan hapetuksessa.koros.Tiede.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce:n vaikutukset 27Cr-3.8Mo-2Ni superferriittisten ruostumattomien terästen mikrorakenteeseen ja ominaisuuksiin. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce:n vaikutukset 27Cr-3.8Mo-2Ni superferriittisten ruostumattomien terästen mikrorakenteeseen ja ominaisuuksiin.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. ja Sun S. Se:n vaikutus superferriittisten ruostumattomien terästen 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrorakenteeseen ja ominaisuuksiin. 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卓 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce:n vaikutukset 27Cr-3.8Mo-2Ni-superteräksen ruostumattoman teräksen mikrorakenteeseen ja ominaisuuksiin. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce:n vaikutus superferriittisen ruostumattoman teräksen 27Cr-3,8Mo-2Ni mikrorakenteeseen ja ominaisuuksiin.Rautamerkki.Steelmak 47, 67–76 (2020).