Nature.com сайтына киргениңиз үчүн рахмат.Сиз колдонуп жаткан серепчинин версиясы чектелген CSS колдоосуна ээ.Мыкты тажрыйба үчүн жаңыртылган браузерди колдонууну сунуштайбыз (же Internet Explorerдеги Шайкештик режимин өчүрүү).Ал ортодо, үзгүлтүксүз колдоону камсыз кылуу үчүн биз сайтты стилдерсиз жана JavaScriptсиз көрсөтөбүз.
Кеңири колдонулган дат баспас болоттон жасалган жана анын согулган версиялары хром оксидинен турган пассивация катмарынын эсебинен айлана-чөйрөнүн шарттарында коррозияга туруктуу.Болоттун коррозиясы жана эрозиясы салттуу түрдө бул катмарлардын бузулушу менен байланышкан, бирок бетинин бир тексиздигинин келип чыгышына жараша микроскопиялык деңгээлде сейрек кездешет.Бул жумушта, спектроскопиялык микроскопия жана химометриялык анализ аркылуу аныкталган нано масштабдуу беттик химиялык гетерогендүүлүк күтүлбөгөн жерден муздак прокатталган церийдин модификацияланган супер дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 2507 (SDSS) бузулушуна жана коррозиясына үстөмдүк кылат, анын ысык деформациясы учурунда.Башка тарап.Рентген фотоэлектрондук микроскопия табигый Cr2O3 катмарынын салыштырмалуу бирдей камтылганын көрсөтсө да, муздак прокатталган SDSS Fe/Cr оксид катмарында Fe3+ бай наноаралдарынын локализацияланган бөлүштүрүлүшүнө байланыштуу пассивациянын начар натыйжаларын көрсөттү.Атомдук деңгээлдеги бул билим дат баспас болоттон жасалган коррозияны терең түшүнүүгө жардам берет жана ушул сыяктуу жогорку эритмелүү металлдардын коррозиясына каршы күрөшүүгө жардам берет деп күтүлүүдө.
Дат баспас болотту ойлоп тапкандан бери феррохром эритмелеринин коррозияга туруктуулугу хромго таандык болгон, ал күчтүү оксид/оксигидроксид түзүп, көпчүлүк шарттарда пассивациялоочу жүрүм-турумду көрсөтөт.Кадимки (аустениттик жана ферриттик) дат баспас болотторго салыштырмалуу, дат баспас болоттон жасалган супер дуплекстүү дат баспас болоттор (SDSS) дат басууга туруктуулугу жогору механикалык касиеттерге ээ1,2,3.Механикалык күчтүн жогорулашы жеңилирээк жана компакттуу дизайнга мүмкүндүк берет.Тескерисинче, үнөмдүү SDSS чуңкурларга жана жаракалардын коррозиясына жогорку туруктуулукка ээ, натыйжада кызмат мөөнөтүн узартат жана булганууну көзөмөлдөөдө, химиялык контейнерлерде жана деңиздеги мунай жана газ өнөр жайында кеңири колдонулат4.Бирок, термикалык иштетүү температурасынын тар диапазону жана начар калыптандыруу анын кеңири практикалык колдонулушуна тоскоолдук кылат.Ошондуктан, SDSS жогорудагы касиеттерди жакшыртуу үчүн өзгөртүлгөн.Мисалы, Ce модификациясы жана N 6, 7, 8 жогорку толуктоолор 2507 SDSS (Ce-2507) киргизилген.Салмагы 0,08% сейрек кездешүүчү жер элементинин (Ce) ылайыктуу концентрациясы DSSтин механикалык касиеттерине жакшы таасирин тийгизет, анткени ал дандын тазаланышын жана дандын чек арасынын бекемдигин жакшыртат.Ошондой эле эскирүү жана коррозияга туруктуулугу, чоюлуу күчү жана кирүүгө туруктуулугу жана ысык иштетүүгө жөндөмдүүлүгү да жакшырды9.Көп өлчөмдөгү азот кымбат баалуу никельдин ордун алмаштырып, SDSSти үнөмдүү кылат10.
Жакында SDSS сонун механикалык касиеттерге жетишүү үчүн ар кандай температурада (төмөн температурада, муздак жана ысык) пластикалык деформацияланган6,7,8.Бирок SDSSтин коррозияга эң сонун туруктуулугу бетинде жука оксид пленкасынын болушу менен шартталган, ага көптөгөн факторлор таасир этет, мисалы, дан чектери ар кандай көп фазалардын болушу, керексиз чөкмөлөр жана түрдүү реакциялар.ар кандай аустениттик жана ферриттик фазалардын ички бир тектүү эмес микроструктурасы деформацияланган 7 .Демек, мындай пленкалардын микродомендик касиеттерин электрондук структуранын деңгээлинде изилдөө SDSS коррозиясын түшүнүү үчүн чечүүчү мааниге ээ жана татаал эксперименталдык ыкмаларды талап кылат.Буга чейин, Auger электрон спектроскопиясы11 жана рентген фотоэлектрондук спектроскопиясы12,13,14,15 сыяктуу беттик сезгич методдор, ошондой эле катуу рентген фотоэлектрондук фотоэлектрондук система наношкала боюнча мейкиндиктин ар кайсы чекиттеринде бир эле элементтин химиялык абалын айырмалайт, бирок көп учурда ажырата албайт.Бир нече акыркы изилдөөлөр хромдун жергиликтүү кычкылданышын 17 аустениттик дат баспас болоттун, 18 мартенситтүү дат баспас болоттун жана SDSS 19, 20 байкалган коррозия жүрүм-туруму менен байланыштырды. Бирок, бул изилдөөлөр негизинен Cr гетерогендүүлүгүнүн (мисалы, Cr3+ кычкылданууга туруктуулугуна) таасирине багытталган.Элементтердин кычкылдануу даражаларындагы каптал гетерогендүүлүк темир оксиддери сыяктуу бир эле түзүүчү элементтери бар ар кандай кошулмалар менен шартталышы мүмкүн.Бул бирикмелер бири-бирине жакын жанаша термомеханикалык иштетилген кичинекей өлчөмүн тукум куушат, бирок курамы жана кычкылдануу абалы боюнча айырмаланат16,21.Ошондуктан, оксид пленкаларынын бузулушун ачып, андан кийин чуңкурларды ачуу микроскопиялык деңгээлде беттин бир тексиздигин түшүнүүнү талап кылат.Бул талаптарга карабастан, каптал кычкылдануу гетерогендүүлүгү сыяктуу сандык баалоо, өзгөчө нано/атомдук масштабдагы темир, дагы эле жок жана коррозияга туруктуулугу үчүн алардын мааниси изилденбеген бойдон калууда.Жакынкы убакка чейин, Fe жана Ca сыяктуу түрдүү элементтердин химиялык абалы, нано масштабдагы синхротрон нурлануу объектилеринде жумшак рентген фотоэлектрондук микроскопияны (X-PEEM) колдонуу менен болоттун үлгүлөрүндө сандык түрдө сүрөттөлгөн.Химиялык жактан сезгич рентгендик абсорбция спектроскопиясы (XAS) ыкмалары менен бирге, X-PEEM нанометрдик масштабда 23 чейин мейкиндик токтому менен элементардык курамы жана анын химиялык абалы жөнүндө химиялык маалымат менен камсыз кылуу, жогорку мейкиндик жана спектрдик токтому менен XAS өлчөө мүмкүнчүлүгүн берет.Микроскоптун астында инициация болгон жерди бул спектроскопиялык байкоо жергиликтүү химиялык эксперименттерди жеңилдетет жана мейкиндикте Fe катмарындагы мурда изилденбеген химиялык өзгөрүүлөрдү көрсөтө алат.
Бул изилдөө PEEMдин нано масштабдагы химиялык айырмачылыктарды аныктоодогу артыкчылыктарын кеңейтет жана Ce-2507нин коррозия жүрүм-турумун түшүнүү үчүн атомдук деңгээлдеги беттик талдоо ыкмасын сунуштайт.Ал катышкан элементтердин глобалдык химиялык курамын (гетерогендүүлүгүн) жана алардын химиялык абалын статистикалык көрсөтүүдө көрсөтүү үчүн K-медициналык кластердик химометриялык маалыматтарды24 колдонот.Хром оксиди пленкасынын бузулушунан улам келип чыккан дат басуунун салттуу абалынан айырмаланып, учурдагы начар пассивация жана начар коррозияга туруктуулугу Fe/Cr оксид катмарынын жанындагы локализацияланган Fe3+ бай наноаралдарына байланыштуу, бул коргоочу оксиддердин натыйжасы болушу мүмкүн.Бузулган жерде коррозияга алып келген пленка пайда болот.
Деформацияланган SDSS 2507нин коррозиялык жүрүм-туруму алгач электрохимиялык өлчөөлөр аркылуу бааланган.fig боюнча.1-сүрөттө бөлмө температурасында FeCl3тин кислоталуу (рН = 1) суудагы эритмелериндеги тандалган үлгүлөр үчүн Nyquist жана Bode ийри сызыктары көрсөтүлгөн.Тандалган электролит пассивация пленкасынын бузулуу тенденциясын мүнөздөгөн күчтүү кычкылдандыруучу агенттин ролун аткарат.Материал бөлмө температурасында туруктуу чуңкурдан өтпөсө да, бул анализдер мүмкүн болуучу бузулуу окуялары жана коррозиядан кийинки процесстер жөнүндө түшүнүк берген.Эквиваленттүү схема (1d-сүрөт) электрохимиялык импеданс спектроскопиясынын (EIS) спектрлерине туура келүү үчүн колдонулган жана тиешелүү ылайыктуу натыйжалар 1-таблицада көрсөтүлгөн. Эритмени иштетилген жана ысык иштетилген үлгүлөрдү сынаганда толук эмес жарым тегерекчелер пайда болгон, ал эми тийиштүү кысылган жарым чөйрөлөр муздак прокатталган (сүр. 1b).EIS спектринде жарым тегерек радиусун поляризациянын каршылыгы (Rp)25,26 катары кароого болот.1-таблицада иштетилген SDSS эритменин Rp болжол менен 135 кОм см-2 түзөт, бирок ысык иштетилген жана муздак прокатталган SDSS үчүн биз тиешелүүлүгүнө жараша 34,7 жана 2,1 кОм см-2 маанилерин көрө алабыз.Rp бул олуттуу төмөндөшү, мурунку отчеттор 27, 28, 29, 30 көрсөтүлгөндөй, пассивация жана коррозияга туруктуулук боюнча пластикалык деформациянын зыяндуу таасирин көрсөтүп турат.
a Nyquist, b, c Боддук импеданс жана фаза диаграммалары жана d үчүн эквиваленттүү схема модели, мында RS - электролит каршылыгы, Rp - поляризациялык каршылык, жана QCPE - идеалдуу эмес сыйымдуулукту (n) моделдөө үчүн колдонулган туруктуу фазалык элементтин оксиди.EIS өлчөөлөрү жүк жок потенциалда жүргүзүлдү.
Биринчи тартиптеги константалар Bode диаграммасында көрсөтүлгөн жана жогорку жыштык платосу RS26 электролит каршылыгын билдирет.Жыштык азайган сайын импеданс көбөйөт жана терс фазалык бурч табылат, бул сыйымдуулуктун үстөмдүгүн көрсөтөт.Фазалык бурч салыштырмалуу кеңири жыштык диапазонунда өзүнүн максималдуу маанисин сактап, өсөт, анан төмөндөйт (1в-сүрөт).Бирок, үч учурда тең бул максималдуу маани дагы эле 90 ° дан аз, бул сыйымдуулуктун дисперсиясынан улам идеалдуу эмес сыйымдуулуктун жүрүм-турумун көрсөтөт.Ошентип, QCPE туруктуу фаза элементи (CPE) өзгөчө атомдук масштаб, фракталдык геометрия, электроддун көзөнөктүүлүгү, бирдей эмес потенциал жана беттик көз каранды токтун бөлүштүрүлүшү боюнча беттик тегиздиктен же бир тектүү эместиктен келип чыккан фаза аралык сыйымдуулуктун бөлүштүрүлүшүн көрсөтүү үчүн колдонулат.Электроддун геометриясы31,32.CPE импеданс:
мында j – элестүү сан жана ω – бурчтук жыштык.QCPE - электролиттин активдүү ачык аянтына пропорционалдуу жыштыктан көз карандысыз туруктуу.n - конденсатордун идеалдуу сыйымдуулугунан четтөөнү сүрөттөгөн өлчөмсүз кубаттуулук саны, башкача айтканда, n 1ге жакын болсо, CPE таза сыйымдуулукка ошончолук жакын болот, ал эми n нөлгө жакын болсо, каршылык болуп саналат.1ге жакын n бир аз четтөө поляризацияны текшерүүдөн кийин беттин идеалдуу эмес сыйымдуулугун көрсөтөт.Муздак прокатталган SDSSтин QCPE көрсөткүчү окшош буюмдарга караганда бир топ жогору, бул жер бетинин сапаты анча бирдей эмес дегенди билдирет.
Дат баспас болоттордун көпчүлүк коррозияга туруктуулук касиеттерине шайкеш келип, SDSSтин салыштырмалуу жогорку Cr мазмуну көбүнчө бетинде пассивдүү коргоочу оксид пленкасынын болушунан улам SDSSтин коррозияга туруктуулугуна алып келет17.Бул пассивдөөчү пленка, адатта, Cr3+ оксиддерине жана/же гидроксиддерге бай, негизинен Fe2+, Fe3+ оксиддерин жана/же (оксид) гидроксиддерин 33 бириктирет.Беттин бирдейлигине, пассивациялоочу оксид катмарына жана микроскопиялык сүрөттөлүштөр менен аныкталгандай бетинде эч кандай көзгө көрүнбөгөн сыныктарга карабастан, 6,7 ысыкта иштетилген жана муздак прокатталган SDSSтин коррозия жүрүм-туруму ар түрдүү жана ошондуктан болоттун деформациялык микроструктурасын жана структуралык мүнөздөмөсүн терең изилдөөнү талап кылат.
Деформацияланган дат баспас болоттун микроструктурасы ички жана синхротрондук жогорку энергиялуу рентген нурларынын жардамы менен сандык жактан изилденген (Кошумча 1, 2-сүрөттөр).Толук талдоо Кошумча маалыматта берилген.Бул негизинен негизги фазанын түрүнө туура келсе да, кошумча 1-таблицада келтирилген фазалардын көлөмдүк фракцияларында айырмачылыктар табылган. Айырмачылык беттеги гетерогендүү фазалык фракцияга жана түшкөн фотондордун ар кандай энергия булактары менен рентгендик дифракцияны колдонуу менен аныктоонун ар кандай тереңдигине дуушар болгон көлөмдүк фракцияга (XRD) байланыштуу болушу мүмкүн.Лабораториялык булактан XRD тарабынан аныкталган муздак прокат үлгүлөрүндөгү аустениттин салыштырмалуу жогору үлүшү пассивациянын жакшыргандыгын жана андан кийин коррозияга туруктуулугун35 көрсөтөт, ал эми так жана статистикалык жыйынтыктар фазалык пропорциялардын карама-каршы тенденцияларын көрсөтөт.Мындан тышкары, болоттун коррозияга туруктуулугу дандын тазаланышына, дан өлчөмүнүн кичирейүүсүнө, термомеханикалык тазалоодо пайда болгон микродеформациялардын көбөйүшүнө жана дислокациянын тыгыздыгына жараша болот36,37,38.Ысык иштетилген үлгүлөр микрон өлчөмүндөгү бүртүкчөлөрдү көрсөтүүчү дандуураак мүнөздү көрсөтөт, ал эми муздак прокатталган үлгүлөрдө байкалган жылмакай шакекчелер (Кошумча 3-сүрөт) мурунку иште6 дандын наноөлчөмгө чейин такталганын көрсөтүп турат, бул пленканы пассивациялоого көмөктөшүшү керек.пайда болушу жана коррозияга туруктуулугун жогорулатуу.Дислокациянын жогорку тыгыздыгы, адатта, электрохимиялык өлчөөлөргө туура келген чуңкурга каршылыктын төмөн болушу менен байланыштуу.
X-PEEM жардамы менен элементардык элементтердин микродомендеринин химиялык абалынын өзгөрүшү системалуу түрдө изилденген.Легирленген элементтердин көптүгүнө карабастан, бул жерде Cr, Fe, Ni жана Ce39 тандалып алынган, анткени Cr пассивация пленкасынын пайда болушунун негизги элементи, Fe болоттун негизги элементи, ал эми Ni пассивацияны күчөтөт жана феррит-устениттик фаза түзүмүн жана Се модификациясынын максатын тең салмактайт.Синхротрондук нурлануунун энергиясын тууралоо менен, RAS бетинен Cr (чет L2.3), Fe (чет L2.3), Ni (чет L2.3) жана Ce (чет M4.5) менен капталган.ысык калыптандыруу жана муздак прокаттоо Ce-2507 SDSS.Тийиштүү маалыматтарды талдоо жарыяланган маалыматтар менен энергия калибрлөө (мисалы, Fe L2 боюнча XAS 40, 41, 3 четинде) кошуу жолу менен аткарылган.
fig боюнча.2-сүрөттө ысык иштетилген (сүрөт 2а) жана муздак прокатталган (2d-сүрөт) Ce-2507 SDSS жана Cr жана Fe L2,3 тиешелүү XAS четтери өзүнчө белгиленген жерлерде X-PEEM сүрөттөрүн көрсөтөт.XASтын L2,3 чети 2p3/2 (L3 кыры) жана 2p1/2 (L2 чети) спин-орбиталык бөлүнүү деңгээлдеринде электрон фотокозголгондон кийин бош калган 3d абалын текшерет.Cr валенттүүлүгү жөнүндө маалымат XASдан L2,3 четинде алынган. 2b, д.Соттор менен салыштыруу.42,43 Cr2O3 ионуна туура келген октаэдрдик Cr3+ чагылдыруучу A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) жана D (582,2 eV) деп аталган L3 четине жакын төрт чоку байкалганын көрсөттү.Эксперименталдык спектрлер 2,0 eV44 кристалл талаасын колдонуу менен Cr L2.3 интерфейсиндеги кристалл талаасынын көп сандаган эсептөөлөрүнөн алынган b жана e панелдеринде көрсөтүлгөн теориялык эсептөөлөргө дал келет.Ысык иштетилген жана муздак прокатталган SDSSтин эки бети тең салыштырмалуу бирдей Cr2O3 катмары менен капталган.
b Cr L2.3 четине жана c Fe L2.3 четине туура келген термикалык деформацияланган SDSSтин X-PEEM жылуулук сүрөтү, d X-PEEM муздак прокатталган SDSSтин e Cr L2.3 четине жана f Fe L2 .3 четине туура келген ( f).XAS спектрлери термикалык сүрөттөрдө (a, d) белгиленген ар кандай мейкиндик позицияларында сызылган, (b) жана (e) графаларындагы кызгылт сары чекиттүү сызыктар Cr3+ 2,0 эВ кристалл талаасынын мааниси менен симуляцияланган XAS спектрин билдирет.X-PEEM сүрөттөрү үчүн, сүрөттүн окулушун жакшыртуу үчүн термикалык палитраны колдонуңуз, мында көктөн кызылга чейинки түстөр рентген нурларын сиңирүү интенсивдүүлүгүнө пропорционалдуу (төмөндөн жогоркуга чейин).
Бул металл элементтеринин химиялык чөйрөсүнө карабастан, эки үлгү үчүн Ni жана Ce легирленген элементтердин кошулмаларынын химиялык абалы өзгөрүүсүз калган.Кошумча чийме.5-9-сүрөттөр ысык жана муздак прокатталган үлгүлөрдүн бетинин ар кандай позицияларында X-PEEM сүрөттөрүн жана Ni жана Ce үчүн тиешелүү XAS спектрлерин көрсөтөт.Ni XAS ысык жана муздак прокатталган үлгүлөрдүн бүт өлчөнгөн бетинде Ni2+ кычкылдануу абалын көрсөтөт (Кошумча талкуу).Белгилеп кетүүчү нерсе, ысык иштетилген үлгүлөрдө Ценин XAS сигналы байкалган эмес, ал эми муздак прокатталган үлгүлөрдө Ce3+ спектри байкалган.Муздак прокатталган үлгүлөрдөгү Се тактарын байкоо Ce негизинен чөкмөлөр түрүндө пайда болоорун көрсөттү.
Термикалык деформацияланган SDSSте Fe L2,3 четинде XASтын жергиликтүү структуралык өзгөрүүсү байкалган эмес (сүрөт 2c).Бирок, Fe матрицасы микро-регионалдык түрдө 2f-сүрөттө көрсөтүлгөндөй, муздак прокатталган SDSSтин туш келди тандалган жети чекитинде химиялык абалын өзгөртөт.Мындан тышкары, 2f-сүрөттө тандалган жерлерде Fe абалынын өзгөрүшү жөнүндө так түшүнүк алуу үчүн, жер үстүндөгү жер үстүндөгү изилдөөлөр жүргүзүлдү (3-сүрөт жана кошумча 10-сүрөт), аларда кичирээк тегерек аймактар ​​тандалып алынган.α-Fe2O3 системаларынын Fe L2,3 кырынын жана Fe2+ октаэдрдик оксиддеринин XAS спектрлери 1,0 (Fe2+) жана 1,0 (Fe3+)44 кристаллдык талааларды колдонуу менен бир нече кристалл талаасынын эсептөөлөрү менен моделдешти. α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экенин белгилейбиз45,46, Fe3O4 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катары Fe2+ жана Fe3+,47 жана FeO45 тең айкалышы. α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияга ээ экенин белгилейбиз45,46, Fe3O4 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) катары Fe2+ жана Fe3+,47 жана FeO45тин айкалышына ээ.α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экендигине көңүл буруңуз45,46, Fe3O4 формалдуу эки валенттүү оксид Fe2+ (3d6) түрүндө Fe2+ менен Fe3+,47 жана FeO45ти бириктирет.α-Fe2O3 жана γ-Fe2O3 ар кандай жергиликтүү симметрияларга ээ экендигине көңүл буруңуз45,46, Fe3O4 Fe2+ жана Fe3+,47 комбинациясына ээ жана FeO45 формалдуу эки валенттүү Fe2+ оксиди (3d6) ролун аткарат.α-Fe2O3 курамындагы бардык Fe3+ иондору Oh позициясына гана ээ, ал эми γ-Fe2O3 адатта Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3] мис. O4 шпинели менен көрсөтүлөт, мисалы, позициялардагы бош орундар.Демек, γ-Fe2O3 курамындагы Fe3+ иондору Td жана Oh позицияларына ээ.Мурунку макалада айтылгандай,45 экөөнүн интенсивдүүлүк катышы эки башка болсо да, алардын интенсивдүүлүк катышы мис/t2g ≈1, ал эми бул учурда байкалган интенсивдүүлүк катышы мис/t2g 1ге жакын. Бул азыркы кырдаалда Fe3+ гана болушу мүмкүндүгүн жокко чыгарат.Fe3O4 менен Fe2+ жана Fe3+ менен болгон окуяны эске алганда, Fe үчүн алсызыраак (күчтүү) L3 четине ээ болгон биринчи өзгөчөлүк, бош эмес t2g абалынын азыраак (чоң) санын көрсөтөт.Бул Fe2+ (Fe3+) га тиешелүү, бул көбөйүүнүн биринчи өзгөчөлүгү Fe2+47 курамынын көбөйүшүн көрсөтөт.Бул жыйынтыктар композиттердин муздак прокатталган бетинде Fe2+ жана γ-Fe2O3, α-Fe2O3 жана/же Fe3O4 чогуу жашоосу үстөмдүк кылаарын көрсөтөт.
XAS спектрлеринин (a, c) жана (b, d) чоңойтулган фотоэлектрондук тепловизордук сүрөттөрү, 2-сүрөттө тандалган аймактардын ичинде ар кандай мейкиндик позицияларында Fe L2,3 четин кесип өткөн.2d.
Алынган эксперименттик маалыматтар (4а-сүрөт жана кошумча 11-сүрөт) графиги түзүлөт жана таза кошулмалардын маалыматтары менен салыштырылат 40, 41, 48. Эксперименталдык түрдө байкалган Fe L-четинин XAS спектрлеринин үч түрдүү түрү (XAS- 1, XAS-2 жана XAS-3: 4a-сүрөт).Атап айтканда, 3b-сүрөттө 2-a спектри (XAS-1 катары белгиленген), андан кийин 2-b спектри (XAS-2 деп белгиленген) аныктоонун бардык аймагында байкалган, ал эми E-3 сыяктуу спектрлер 3d сүрөттө байкалган (XAS-3 деп белгиленген) белгилүү жерлерде байкалган.Эреже катары, изилденип жаткан үлгүдөгү валенттүүлүк абалдарды аныктоо үчүн төрт параметр колдонулган: (1) L3 жана L2 спектралдык мүнөздөмөлөрү, (2) L3 жана L2 мүнөздөмөлөрүнүн энергетикалык позициялары, (3) L3-L2 энергия айырмасы., (4) L2/L3 интенсивдүүлүк катышы.Визуалдык байкоолорго ылайык (4а-сүрөт), бардык үч Fe компоненти, атап айтканда, Fe0, Fe2+ жана Fe3+ изилденип жаткан SDSS бетинде бар.Эсептелген интенсивдүүлүк катышы L2/L3 да бардык үч компоненттин бар экендигин көрсөттү.
байкалган үч түрдүү эксперименттик маалыматтар менен Feнин симуляцияланган XAS спектри (XAS-1, XAS-2 жана XAS-3 катуу сызыктары 2 жана 3-сүрөттөрдөгү 2-a, 2-b жана E-3 саптарына туура келет) Салыштыруу, кристалл талаасынын маанилери менен Fe2+, Fe3+ октаэдрлери 1,0 eV жана AS5 өлчөнгөн, 1,0 eV жана XAS1 маалыматтары боюнча өлчөнгөн 1, тиешелүү түрдө XAS. AS-2, XAS-3) жана тийиштүү оптималдаштырылган LCF маалыматтары (катуу кара сызык), ошондой эле Fe3O4 (Fe аралашма абалы) жана Fe2O3 (таза Fe3+) стандарттары менен XAS-3 түрүндөгү спектрлер.
Темир кычкылынын курамын аныктоо үчүн үч стандарттын 40, 41, 48 сызыктуу айкалыштыруу туурасы (LCF) колдонулган.LCF үч тандалган Fe L-жээк XAS спектри үчүн ишке ашырылган, эң жогорку контрастты көрсөткөн, атап айтканда, XAS-1, XAS-2 жана XAS-3, 4b-d-сүрөттө көрсөтүлгөндөй.LCF арматуралар үчүн, биз бардык маалыматтарда кичинекей кырды байкагандыктан, ошондой эле металл темир болоттун негизги компоненти болгондуктан, бардык учурларда 10% Fe0 эске алынган. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEM пробация тереңдиги кычкылдануу катмарынын болжолдуу калыңдыгынан чоңураак (бир аз > 4 нм), пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEM пробация тереңдиги кычкылдануу катмарынын болжолдуу калыңдыгынан чоңураак (бир аз > 4 нм), пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 болот, чем предполагаемая толщина слоя окисления (неймного > 4 нм), бул позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим. Чынында эле, Fe (~6 нм)49 үчүн X-PEEM тереңдиги оксидациялык катмардын болжолдонгон калыңдыгынан чоңураак (бир аз >4 нм), бул пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет.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 信号 忡号 忡号信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (неймного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железвию матрицы (Fe0) жок. Чынында, X-PEEM тарабынан Fe (~6 нм) 49ду аныктоо тереңдиги оксид катмарынын күтүлгөн калыңдыгынан чоңураак (бир аз > 4 нм), бул пассивация катмарынын астындагы темир матрицасынан (Fe0) сигналды аныктоого мүмкүндүк берет. .Fe2+ ​​жана Fe3+ ар кандай комбинациялары байкалган эксперименттик маалыматтар үчүн мүмкүн болгон эң жакшы чечимди табуу үчүн аткарылган.fig боюнча.4b Fe2+ жана Fe3+ айкалышы үчүн XAS-1 спектрин көрсөтөт, мында Fe2+ жана Fe3+ пропорциялары болжол менен 45% окшош болгон, бул Feнин аралаш кычкылдануу абалын көрсөтөт.XAS-2 спектри үчүн Fe2+ жана Fe3+ пайызы тиешелүүлүгүнө жараша ~30% жана 60% түзөт.Fe2+ ​​Fe3+ караганда азыраак.Fe2+ ​​менен Fe3 катышы 1:2ге барабар, Fe3O4 Fe иондорунун ортосундагы бирдей катышта түзүлүшү мүмкүн дегенди билдирет.Кошумчалай кетсек, XAS-3 спектри үчүн Fe2+ жана Fe3+ пайызы ~10% жана 80% болуп калат, бул Fe2+тин Fe3+ке көбүрөөк айланышын көрсөтөт.Жогоруда айтылгандай, Fe3+ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 же Fe3O4 келип чыгышы мүмкүн.Fe3+ эң ыктымалдуу булагын түшүнүү үчүн XAS-3 спектри 4e-сүрөттө ар кандай Fe3+ стандарттары менен түзүлгөн, бул В чокусун карап жатканда эки стандартка тең окшоштук көрсөткөн.Бирок, ийин чокуларынын интенсивдүүлүгү (A: Fe2+ тартып) жана B/A интенсивдүүлүк катышы XAS-3 спектри жакын экенин, бирок γ-Fe2O3 спектри менен дал келбестигин көрсөтүп турат.γ-Fe2O3 жапырт салыштырганда, A SDSSтин Fe 2p XAS чокусу бир аз жогору интенсивдүүлүккө ээ (сүрөт 4e), бул Fe2+ жогорку интенсивдүүлүгүн көрсөтүп турат.XAS-3 спектри Oh жана Td позицияларында Fe3+ болгон γ-Fe2O3 спектрине окшош болсо да, ар кандай валенттүүлүк абалдарды аныктоо жана L2,3 четинде же L2/L3 интенсивдүүлүк катышы боюнча гана координациялоо көйгөй бойдон калууда.акыркы спектрге таасир этүүчү ар кандай факторлордун татаалдыгынан улам уланып жаткан талкуу темасы41.
Жогоруда сүрөттөлгөн кызыктырган тандалган аймактардын химиялык абалындагы спектрдик айырмачылыктардан тышкары, Cr жана Fe негизги элементтеринин глобалдык химиялык гетерогендүүлүгү, ошондой эле үлгү бетинде алынган бардык XAS спектрлерин классификациялоо жолу менен бааланган..Чет профилдери Cr L 2-сүрөттө көрсөтүлгөн ысык жана муздак прокатталган үлгүлөргө мейкиндик боюнча бөлүштүрүлгөн эки оптималдуу кластерлерди түзүүгө орнотулган.5. XAS Cr спектрлеринин эки центроиддери салыштырууга боло тургандыктан, эч кандай локалдык структуралык өзгөрүүлөр окшош деп кабыл алынбагандыгы түшүнүктүү.Эки кластердин бул спектрдик формалары Cr2O342ге туура келгендер менен дээрлик бирдей, бул Cr2O3 катмарлары SDSSде салыштырмалуу бирдей аралыкта жайгашканын билдирет.
Cr L K-чет аймагынын кластерлерин билдирет, ал эми b тиешелүү XAS центроиддери.Муздак прокатталган SDSSтин X-PEEM салыштыруусунун натыйжалары: K-кластерлердин Cr L2.3 жээк аймагы жана г тиешелүү XAS центроиддери.
Татаал FeL жээк карталарын көрсөтүү үчүн, төрт жана беш оптималдаштырылган кластерлер жана алар менен байланышкан центроиддер (спектралдык профилдер) тиешелүүлүгүнө жараша ысык жана муздак прокатталган үлгүлөр үчүн колдонулган.Демек, Fe2+ жана Fe3+ пайызын (%) Fig.4 көрсөтүлгөн LCF тууралоо менен алууга болот.Fe0 функциясы катары псевдоэлектроддук потенциал Эпсевдо беттик оксид пленкасынын микрохимиялык бир тектүү эместигин ачуу үчүн колдонулган.Эпсевдо болжол менен аралаштыруу эрежеси менен бааланат,
мында \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) барабар \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), тиешелүүлүгүнө жараша 0,440 жана 0,036 В.Потенциалдуулугу төмөн аймактарда Fe3+ кошулмасынын курамы жогору.Термикалык деформацияланган үлгүлөрдөгү потенциалдуу бөлүштүрүү 0,119 В жакын максималдуу өзгөрүү менен катмарлуу мүнөзгө ээ (6а, б-сүрөт).Бул потенциалдуу бөлүштүрүү жер бетинин топографиясы менен тыгыз байланышта (6а-сүрөт).Негизги ламинардык ички эч кандай башка абалына көз каранды өзгөрүүлөр байкалган (сүрөт. 6b).Тескерисинче, муздак прокатталган SDSSте Fe2+ жана Fe3+ ар түрдүү мазмундагы окшош эмес оксиддерди кошуу үчүн псевдопотенциалдын бир тектүү эмес мүнөзүн байкоого болот (6c, d-сүрөт).Fe3+ оксиддери жана/же (окси)гидроксиддер болоттун даттын негизги курамы болуп саналат жана кычкылтек менен сууну өткөрүүчү50.Бул учурда, Fe3+ бай аралдар жергиликтүү таралган деп эсептелет жана коррозияга кабылган аймактар ​​деп эсептесе болот.Мында потенциалдын абсолюттук маанисине караганда потенциал талаасындагы градиент активдүү коррозия участокторун локалдаштыруунун көрсөткүчү катары колдонулушу мүмкүн.Муздак прокатталган SDSS бетинде Fe2+ жана Fe3+ бул бирдей эмес бөлүштүрүлүшү жергиликтүү химияны өзгөртүп, оксид пленкасынын бузулушунда жана коррозия реакцияларында практикалык активдүү беттик аянтын камсыздай алат, ошону менен астындагы металл матрицанын үзгүлтүксүз коррозиясына жол ачат, натыйжада ички коррозия.касиеттердин гетерогендүүлүгү жана пассивдөөчү катмардын коргоочу касиеттеринин төмөндөшү.
K-бул ысык-деформацияланган X-PEEM ac жана муздак прокатталган SDSSтин df Fe L2.3 четиндеги аймакта кластерлерди жана тиешелүү XAS центроиддерин билдирет.a, d K-X-PEEM сүрөттөрүнө капталган кластердик участокторду билдирет.Эсептелген псевдоэлектрод потенциалы (Эпсевдо) К-каражаттарынын кластердик схемасы менен бирге айтылган.X-PEEM сүрөтүнүн жарыктыгы, 2-сүрөттөгү түс сыяктуу, рентген нурларын жутуу интенсивдүүлүгүнө пропорционалдуу.
Салыштырмалуу бирдей Cr, бирок Fe нин ар кандай химиялык абалы ысыкта жана муздак прокатка салынган Ce-2507де түрдүү оксид пленкасынын бузулушуна жана коррозияга алып келет.Муздак прокат Ce-2507 бул касиети жакшы изилденген.Бул дээрлик нейтралдуу иште чөйрө абасында Fe оксиддери менен гидроксиддеринин пайда болушуна байланыштуу реакциялар төмөнкүчө:
Жогорудагы реакциялар X-PEEM анализинин негизинде төмөнкү сценарийлерде пайда болот.Fe0 туура келген кичинекей ийин астындагы металл темир менен байланышкан.Металлдык Fe чөйрөсү менен болгон реакциясынын натыйжасында Fe(OH)2 катмары пайда болот (теңдеме (5)), ал Fe L кырындагы XASдагы Fe2+ сигналын күчөтөт.Абанын узакка созулган таасири Fe(OH)252,53 кийин Fe3O4 жана/же Fe2O3 оксиддеринин пайда болушуна алып келиши мүмкүн.Fe нин эки туруктуу формасы, Fe3O4 жана Fe2O3, ошондой эле Cr3+ бай коргоочу катмарында пайда болушу мүмкүн, анын ичинен Fe3O4 бирдиктүү жана жабышчаак түзүлүштү жактырат.Экөөнүн тең болушу аралаш кычкылдануу абалына алып келет (XAS-1 спектри).XAS-2 спектри негизинен Fe3O4 туура келет.Ал эми XAS-3 спектрлерин бир нече жерлерде байкоо γ-Fe2O3 ге толук конвертацияны көрсөттү.Ачылган рентген нурларынын кирүү тереңдиги болжол менен 50 нм болгондуктан, төмөнкү катмардан келген сигнал А чокусунун жогорку интенсивдүүлүгүнө алып келет.
XPA спектри оксид пленкасындагы Fe компоненти Cr оксид катмары менен айкалышкан катмарлуу түзүлүшкө ээ экенин көрсөтүп турат.Коррозия учурунда Cr2O3 нун локалдык бир тексиздигинен улам пассивациянын белгилеринен айырмаланып, бул иште Cr2O3 бир тектүү катмары болгонуна карабастан, бул учурда, өзгөчө муздак прокатталган үлгүлөр үчүн аз коррозияга туруктуулугу байкалат.Байкалып жаткан жүрүм-турумду коррозия көрсөткүчүнө таасир этүүчү жогорку катмардагы (Fe) химиялык кычкылдануу абалынын гетерогендүүлүгүн түшүнүүгө болот.Үстүнкү катмардын (темир оксиди) жана төмөнкү катмарынын (хром оксиди) 52,53 бирдей стехиометриясына байланыштуу алардын ортосундагы жакшыраак өз ара аракеттенүү (адгезия) тордо металлдын же кычкылтек иондорунун жай ташылышына алып келет, бул өз кезегинде коррозияга туруктуулуктун жогорулашына алып келет.Демек, кескин стехиометриялык өзгөрүүлөргө караганда үзгүлтүксүз стехиометриялык катыш, башкача айтканда, Fe-нин бир кычкылдануу даражасы артык.Жылуулук менен деформацияланган SDSS бети бир калыпта, коргоочу катмары тыгызыраак жана коррозияга жакшы туруштук берет.Ал эми муздак прокатталган SDSS үчүн коргоочу катмардын астында Fe3+ бай аралдарынын болушу беттин бүтүндүгүн бузат жана жакын жердеги субстрат менен гальваникалык коррозияга алып келет, бул Rp кескин төмөндөшүнө алып келет (1-таблица).EIS спектри жана анын коррозияга туруктуулугу төмөндөйт.Пластикалык деформациядан улам Fe3+ бай аралдарынын локалдык бөлүштүрүлүшү негизинен коррозияга туруктуулукка таасир этээрин көрүүгө болот, бул иштин ачылышы.Ошентип, бул изилдөө пластикалык деформация ыкмасы менен изилденген SDSS үлгүлөрүнүн коррозияга туруктуулугунун төмөндөшүнүн спектроскопиялык микроскопиялык сүрөттөрүн берет.
Кошумчалай кетсек, эки фазалуу болоттордо сейрек кездешүүчү элементтер менен легирлөө жакшыраак көрсөткүчтөрдү көрсөтсө да, спектроскопиялык микроскопиялык маалыматтарга ылайык коррозия жүрүм-туруму боюнча бул кошумча элементтин жеке болот матрицасы менен өз ара аракеттенүүсү кыйын бойдон калууда.Се сигналдарынын пайда болушу (XAS M-четтери аркылуу) муздак прокаттоодо бир нече жерлерде гана пайда болот, бирок SDSSтин ысык деформациясы учурунда жок болуп, бир тектүү эритмеде эмес, болот матрицасында Ce жергиликтүү жаандан кабар берет.SDSS6,7 механикалык касиеттерин олуттуу жакшыртпаса да, сейрек кездешүүчү элементтердин болушу кошулмалардын өлчөмүн азайтат жана баштапкы аймакта54 чуңкурлардын пайда болушуна тоскоол болот деп эсептелет.
Жыйынтыктап айтканда, бул иш наноөлчөмдүү компоненттердин химиялык мазмунун сандык аныктоо менен церий менен өзгөртүлгөн 2507 SDSS коррозиясына беттик гетерогендүүлүктүн таасирин ачып берет.Дат баспас болоттон эмне үчүн коргоочу оксид катмарынын астында да коррозияга учурайт деген суроого анын микроструктурасын, беттик химиясын жана сигналды иштетүүнү K-каражаттарын кластерлөө аркылуу сандык баалоо менен жооп беребиз.Fe3+ бай аралдары, анын ичинде Fe2+/Fe3+ аралашмасынын бүткүл өзгөчөлүгү боюнча октаэдрдик жана тетраэдрдик координациялары SDSS муздак прокатталган оксид пленкасынын бузулушунун жана коррозиясынын булагы экени аныкталган.Fe3+ үстөмдүк кылган наноаралдар жетиштүү стехиометриялык Cr2O3 пассивациялоочу катмары болгондо да начар коррозияга туруктуулукка алып келет.Коррозияга наноөлчөмдүү химиялык гетерогендүүлүктүн таасирин аныктоодо методологиялык жетишкендиктерден тышкары, жүргүзүлүп жаткан иштер болот эритүүдө дат баспас болоттун коррозияга туруктуулугун жогорулатуу үчүн инженердик процесстерге дем берет деп күтүлүүдө.
Бул изилдөөдө колдонулган Ce-2507 SDSS куймасын даярдоо үчүн, таза темир түтүк менен жабылган Fe-Ce мастер эритмесин камтыган аралаш композиция 150 кг орточо жыштыктагы индукциялык меште эритилген болотту өндүрүү үчүн эритип, калыпка куюлган.Ченелген химиялык курамдар (салмак%) 2-таблицада келтирилген. Куймалар алгач ысык согулуп блокторго салынат.Андан кийин катуу эритме абалында болот алуу үчүн 1050°C температурада 60 мүнөт күйдүрүлгөн, андан кийин бөлмө температурасында сууда өчүрүлгөн.Изилденген үлгүлөр фазаларды, дан өлчөмүн жана морфологиясын изилдөө үчүн TEM жана DOE аркылуу деталдуу изилденген.Үлгүлөр жана өндүрүш процесси жөнүндө кеңири маалыматты башка булактардан тапса болот6,7.
Цилиндрдик үлгүлөр (φ10 мм×15 мм) ысык кысуу үчүн цилиндрдин огу блоктун деформация багытына параллель болгудай иштетилди.Жогорку температурадагы кысуу 0,01-10 с-1 диапазонундагы туруктуу штамм ылдамдыгында Gleeble-3800 термикалык симуляторунун жардамы менен 1000-1150°С диапазонундагы ар кандай температурада жүргүзүлдү.Деформацияга чейин үлгүлөр температура градиентин жок кылуу үчүн тандалган температурада 10 °C s-1 ылдамдыгы менен 2 мүнөт ысытылган.Температуранын бирдейлигине жеткенден кийин үлгү 0,7 чыныгы штамм маанисине чейин деформацияланган.Деформациядан кийин үлгүлөр деформацияланган структураны сактап калуу үчүн дароо суу менен өчүрүлгөн.Катууланган үлгү андан кийин кысуу багытына параллель кесилет.Бул атайын изилдөө үчүн биз 1050°C, 10 с-1 ысык штаммдагы үлгүнү тандадык, анткени байкалган микрокатуулугу башка үлгүлөргө караганда жогору болгон7.
Ce-2507 катуу эритмесинин массивдүү (80 × 10 × 17 мм3) үлгүлөрү LG-300 үч фазалуу асинхрондуу эки ролик тегирменде бардык башка деформация деңгээлдеринин ичинен эң жакшы механикалык касиеттери менен колдонулган6.Ар бир жол үчүн чыңалуу ылдамдыгы жана жоондугун азайтуу тиешелүүлүгүнө жараша 0,2 м·с-1 жана 5% түзөт.
Autolab PGSTAT128N электрохимиялык жумушчу станциясы SDSS электрохимиялык өлчөөлөрү үчүн муздак прокаттоодон кийин калыңдыгын 90% кыскарткандан кийин (1,0 эквиваленттүү чыныгы штамм) жана 1050°Cде 10 с-1 үчүн 0,7 чыныгы штаммга чейин ысык басуудан кийин колдонулган.Жумушчу станцияда эталондук электрод катары каныккан каломель электроду, графиттик эсептегич электрод жана жумушчу электрод катары SDSS үлгүсү бар үч электроддук клетка бар.Үлгүлөр диаметри 11,3 мм болгон цилиндрлерге кесилген, анын капталдарына жез зымдары ширетилген.Андан кийин үлгүлөр эпоксид менен бекитилип, жумушчу электрод катары 1 см2 жумушчу ачык аянт калтырылды (цилиндрдик үлгүнүн төмөнкү жагы).Эпоксидди айыктырууда жана андан кийин жарылып кетпеш үчүн жылмалоодо этият болуңуз.Жумушчу беттер майдаланган жана бөлүкчөлөрүнүн өлчөмү 1 мкм болгон алмазды жылтыратуучу суспензия менен жылмаланган, дистилденген суу жана этанол менен жууп, муздак абада кургатылган.Электрохимиялык өлчөөлөрдүн алдында жылмаланган үлгүлөр табигый оксид пленкасын түзүү үчүн бир нече күн абада кармалып турду.ASTM сунуштарына ылайык рН = 1,0 ± 0,01 HCl менен стабилдештирилген FeCl3 (6,0 масса%) суудагы эритмеси дат баспас болоттун коррозиясын тездетүү үчүн колдонулат55, анткени ал күчтүү кычкылдандыруучу кубаттуулугу бар хлорид иондорунун катышуусунда коррозияга дуушар болот жана рН G238 төмөн.Кандайдыр бир өлчөөлөрдү жүргүзүүдөн мурда стабилдүүлүккө жакын абалга келүү үчүн үлгүнү сыноо эритмесинде 1 саатка чөмүлдүрүңүз.Катуу эритме, ысык формадагы жана муздак прокатталган үлгүлөр үчүн импеданс өлчөөлөрү 5 мВ амплитудасы менен 1 105тен 0,1 Гцге чейинки жыштык диапазонунда тиешелүүлүгүнө жараша 0,39, 0,33 жана 0,25 В ачык чынжырлуу потенциалдарда (OPC) жүргүзүлгөн.Бардык химиялык сыноолор маалыматтардын кайталанышын камсыз кылуу үчүн бирдей шарттарда жок дегенде 3 жолу кайталанган.
HE-SXRD өлчөөлөрү үчүн 1 × 1 × 1,5 мм3 өлчөмүндөгү тик бурчтуу дуплекстүү болот блоктору CLS, Канададагы Brockhouse жогорку энергиялуу виггеринин нур фазасынын курамын өлчөө үчүн өлчөнгөн.Маалыматтарды чогултуу бөлмө температурасында Дебай-Шеррер геометриясында же берүү геометриясында жүргүзүлгөн.LaB6 калибратору менен калибрленген рентген нурларынын толкун узундугу 0,212561 Å, бул 58 кВга туура келет, бул лабораториялык рентген булагы катары адатта колдонулган Cu Ka (8 кеВ) караганда бир топ жогору.Үлгү детектордон 740 мм аралыкта жайгашкан.Ар бир үлгүнүн аныктоо көлөмү 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, ал нурдун өлчөмү жана үлгүнүн калыңдыгы менен аныкталат.Бардык маалыматтар Perkin Elmer аянтынын детекторунун, жалпак панелдик рентген детекторунун, 200 мкм пикселдердин, 40×40 см2 0,3 с жана 120 кадрдын экспозиция убактысын колдонуу менен чогултулган.
Тандалган эки моделдик системанын X-PEEM өлчөөлөрү Beamline MAXPEEM PEEM акыркы станциясында MAX IV лабораториясында (Лунд, Швеция) жүргүзүлгөн.Үлгүлөр электрохимиялык өлчөөлөрдөгүдөй эле даярдалган.Даярдалган үлгүлөр абада бир нече күн кармалып, синхротрондук фотондор менен нурлануудан мурда өтө бийик вакуумдук камерада газсыздандырылды.Нур сызыгынын энергетикалык резолюциясы дүүлүктүрүүчү аймакта N 1 сдан 1\(\pi _g^ \ast\) жакын hv = 401 эВ N2ге чейин фотондун энергиясынын E3/2 , 57ге көз карандылыгы менен иондун чыгыш спектрин өлчөө жолу менен алынды. энергия диапазону. Демек, нур сызыгынын энергетикалык чечилиши E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 жана флюс ≈1012 ph/s деп эсептелген, Si 1200-сызык mm-1 торчосу менен модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен Fe 2p, L2, Nip, L2 кыры, Ni2, L2, кыры, L2, кыры, L2, Ce M4,5 чети. Ошондуктан, Fe 2p L2 кыры үчүн Si 1200-сызык mm-1 тор менен модификацияланган SX-700 монохроматорун колдонуу менен нур сызыгынын энергетикалык чечкиндүүлүгү E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 жана флюс ≈1012 ph/s деп эсептелген. Ce M4.5 чети. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 жана поток ≈1012 ф/с при использование модифицированного монохроматора SX-700, Six-701 SX-701 смм02, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Ошентип, нур каналынын энергетикалык токтому E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 жана флюс ≈1012 f/s деп бааланган, Fe жээк 2p L2 жана Ce жээк үчүн 1200 сызыктар / мм бир Si тор менен өзгөртүлгөн SX-700 monochromator колдонуп, Ni3 кыры, L2, L2, L2, L2, L3 кыры, L3p. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，光束线能量分辨率估计为E/ΔE 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、Ni 2p L2,3 边缘、因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S （1012 PH/S 带2 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、Cr 2p L2.3 輘2p. Ce M4.5 边缘。Ошентип, модификацияланган SX-700 монохроматорун 1200 линиялуу Si торлуу колдонууда.3, Cr чети 2p L2.3, Ni чети 2p L2.3 жана Ce чети M4.5.Фотондун энергиясын 0,2 эВ кадам менен сканерлеңиз.Ар бир энергияда PEEM сүрөттөрү 20 мкм көрүү талаасында 1024 x 1024 пикселдик резолюцияны камсыз кылган 2 x 2 бункалуу була менен туташкан TVIPS F-216 CMOS детекторунун жардамы менен жазылган.Сүрөттөрдүн экспозиция убактысы 0,2 сек, орточо 16 кадрды түздү.Фотоэлектрондук сүрөттүн энергиясы максималдуу экинчилик электрон сигналын камсыздай тургандай тандалат.Бардык өлчөөлөр сызыктуу поляризацияланган фотон нурун колдонуу менен кадимки инцидентте жүргүзүлдү.Өлчөөлөр жөнүндө көбүрөөк маалымат мурунку изилдөөдөн тапса болот.Жалпы электрон кирешелүүлүгүн (TEY) аныктоо режимин жана анын X-PEEM49да колдонулушун изилдегенден кийин, бул ыкманын сыноо тереңдиги Cr сигналы үчүн 4-5 нм жана Fe үчүн болжол менен 6 нм деп бааланат.Cr тереңдиги оксид пленкасынын калыңдыгына абдан жакын (~4 нм)60,61, ал эми Fe тереңдиги калыңдыгынан чоңураак.Fe L четинде чогултулган XRD темир оксиддеринин XRD жана матрицадан Fe0 аралашмасы.Биринчи учурда, чыгарылган электрондордун интенсивдүүлүгү TEYге көмөктөшүүчү электрондордун бардык мүмкүн болгон түрлөрүнөн келип чыгат.Бирок, таза темир сигналы электрондор оксид катмары аркылуу бетине өтүп, анализатор тарабынан чогултулушу үчүн жогорку кинетикалык энергияны талап кылат.Бул учурда Fe0 сигналы негизинен LVV Auger электрондорунун, ошондой эле алар чыгарган экинчилик электрондордун эсебинен болот.Мындан тышкары, бул электрондор тарабынан салым TEY интенсивдүүлүгү андан ары темир XAS картада Fe0 спектрдик жооп азайтуу, электрон качуу жолу учурунда ажыроо.
Маалыматтарды казып алууну маалымат кубуна интеграциялоо (X-PEEM маалыматтары) көп өлчөмдүү мамиледе тиешелүү маалыматты (химиялык же физикалык касиеттерди) алуудагы негизги кадам болуп саналат.К-кластерлөө бир нече тармактарда кеңири колдонулат, анын ичинде машина көрүү, сүрөттөрдү иштетүү, көзөмөлсүз үлгү таануу, жасалма интеллект жана классификациялык анализ.Мисалы, К-кластерлөө гиперспектралдык сүрөт маалыматтарын кластерлөөдө жакшы натыйжа берди.Негизи, көп функциялуу маалыматтар үчүн, K-каражаттарынын алгоритми аларды атрибуттары (фотондук энергия касиеттери) жөнүндөгү маалыматтын негизинде оңой эле топтой алат.К-кластерлөө – бул маалыматтарды К-кабатташпаган топторго (кластерлерге) бөлүүнүн итеративдик алгоритми, мында ар бир пиксел болоттун микроструктуралык курамындагы химиялык бир тектүү эместиктин мейкиндикте бөлүштүрүлүшүнө жараша белгилүү бир кластерге таандык.К-ортолордун алгоритми эки этапты камтыйт: биринчи этапта К центроиддер эсептелет, ал эми экинчи этапта ар бир чекитке кошуна центроиддер менен кластер ыйгарылат.Кластердин тартылуу борбору ошол кластер үчүн маалымат чекиттеринин (XAS спектри) орточо арифметикалык мааниси катары аныкталат.Коңшу центроиддерди Евклиддик аралык катары аныктоо үчүн ар кандай аралыктар бар.px,y кириш сүрөтү үчүн (мында x жана y - пикселдердеги резолюция), CK - кластердин тартылуу борбору;Бул сүрөттү K-means63 аркылуу K кластерлерине бөлүүгө (кластердик) болот.К-каражаттарын кластерлөө алгоритминин акыркы кадамдары:
Кадам 2. Учурдагы центроидге ылайык бардык пикселдердин мүчөлүгүн эсептеңиз.Мисалы, ал борбор менен ар бир пикселдин ортосундагы Евклиддик d аралыктан эсептелет:
3-кадам Ар бир пикселди жакынкы центроидге дайындаңыз.Андан кийин К центроиддик позицияларды төмөнкүдөй кайра эсептеңиз:
4-кадам. Процессти (7) жана (8) теңдемелери) центроиддер жакындаганга чейин кайталагыла.Акыркы кластердик сапат натыйжалары баштапкы центроиддердин эң жакшы тандоосу менен тыгыз байланышта.Болот сүрөттөрдүн PEEM маалымат структурасы үчүн, адатта, X (x × y × λ) 3D массив маалыматтарынын кубу болуп саналат, ал эми х жана у огу мейкиндик маалыматын (пикселдик резолюция) жана λ огу фотонго туура келет.энергетикалык спектрдик сүрөт.K-меанс алгоритми пикселдерди (кластерлерди же суб-блокторду) спектралдык өзгөчөлүктөрүнө жараша бөлүп, ар бир талдоочу үчүн эң жакшы центроиддерди (XAS спектралдык профилдери) алуу менен X-PEEM маалыматтарына кызыккан аймактарды изилдөө үчүн колдонулат.кластер).Ал мейкиндикте бөлүштүрүүнү, жергиликтүү спектрдик өзгөрүүлөрдү, кычкылдануу жүрүм-турумун жана химиялык абалын изилдөө үчүн колдонулат.Мисалы, K-медициналык кластерлөө алгоритми Fe L-чет жана Cr L-чет аймактарында ысык жана муздак прокатталган X-PEEM үчүн колдонулган.Оптималдуу кластерлерди жана центроиддерди табуу үчүн ар кандай сандагы К кластерлери (микроструктуранын аймактары) сыналган.Бул сандар көрсөтүлгөндө, пикселдер тиешелүү кластердин центроиддерине кайра дайындалат.Ар бир түс бөлүштүрүү химиялык же физикалык объектилердин мейкиндикте жайгашуусун көрсөтүү менен кластердин борборуна туура келет.Алынган центроиддер таза спектрлердин сызыктуу айкалышы.
Бул изилдөөнүн натыйжаларын тастыктаган маалыматтар тиешелүү WC авторунун акылга сыярлык суроо-талабы боюнча жеткиликтүү.
Sieurin, H. & Sandström, R. Бир ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сынык. Sieurin, H. & Sandström, R. Бир ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сынык. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган сыныктарга катуулугу. 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. ширетилген дуплекстүү дат баспас болоттордун сыныктары.Britannia.Бөлчөк бөлүгү.мех.73, 377–390 (2006).
Адамс, FV, Олубамби, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Тандалган органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлорид чөйрөлөрүндө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу. Адамс, FV, Олубамби, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Тандалган органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлорид чөйрөлөрүндө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу.Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Дж.жана Van Der Merwe, J. кээ бир органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлориддер менен чөйрөдө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相дат баспас болоттон жасалган在选定的organic酸和organic酸/chlorinated environment的耐而性性。Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Дж.жана Van Der Merwe, J. органикалык кислоталар жана органикалык кислоталар / хлориддердин тандалган чөйрөлөрүндө дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган коррозияга туруктуулугу.консервант.Материалдар методдору 57, 107–117 (2010).
Баррера, С жана башкалар.Fe-Al-Mn-C дуплекстүү эритмелеринин коррозия-оксиданттык жүрүм-туруму.Материалдар 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шурыгин, Д., Дуб, В., Косырев, К. & Баликоев, А. Газ жана мунай өндүрүү үчүн жаңы муундагы супер дуплекстүү болот. Левков, Л., Шурыгин, Д., Дуб, В., Косырев, К. & Баликоев, А. Газ жана мунай өндүрүү үчүн жаңы муундагы супер дуплекстүү болот.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Нефть жана газ өндүрүшүнүн жабдуулары үчүн супер дуплекстүү болоттун жаңы муундагы.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Газ жана мунай өндүрүү жабдуулары үчүн супер дуплекстүү болоттордун жаңы муундагы.Вебинар E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 2507 класстын ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган 2507 класстын ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Түрү 2507 Дуплекстүү дат баспас болоттон жасалган ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө.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. жана Utaisansuk, V. 2507 Дуплекстүү дат баспас болоттун түрү ысык деформация жүрүм-турумун изилдөө.Металл.алма матер.транс.48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. жана башкалар.Башкарылуучу муздак прокаттын церий менен модификацияланган супер-дуплекстүү SAF 2507 дат баспас болоттун микроструктурасына жана механикалык касиеттерине тийгизген таасири.алма матер.илим.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. жана башкалар.Структуралык жана механикалык касиеттери церий менен модификацияланган супер-дуплекстүү SAF 2507 дат баспас болоттун термикалык деформациясы менен шартталган.J. Алма матер.сактоочу танк.технология.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, Austenitic болоттун жогорку температурадагы кычкылдануу жүрүм-турумуна сейрек кездешүүчү элементтердин K. Effect. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, Austenitic болоттун жогорку температурадагы кычкылдануу жүрүм-турумуна сейрек кездешүүчү элементтердин K. Effect.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. жана Zheng K. сейрек кездешүүчү элементтердин жогорку температурадагы кычкылдануу астында austenitic болоттун жүрүм-турумуна тийгизген таасири. 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. жана Zheng K. сейрек кездешүүчү элементтердин жогорку температурадагы кычкылдануудагы аустениттик болоттордун жүрүм-турумуна тийгизген таасири.koros.илим.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Чен, C. & Sun, S. 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-ferritic дат баспас болоттон жасалган микроструктурасы жана касиеттери боюнча Ce таасирлери. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Чен, C. & Sun, S. 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-ferritic дат баспас болоттон жасалган микроструктурасы жана касиеттери боюнча Ce таасирлери.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. жана Sun S. Superferritic дат баспас болоттон жасалган 27Cr-3,8Mo-2Ni микроструктурасына жана касиеттерине Se таасири. 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彂哂 Ли, Y., Янг, Г., Цзян, З., Чен, C. & Sun, S. 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-болот дат баспас болоттон жасалган микроструктурасы жана касиеттери боюнча Ce таасирлери. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктура жана жеке суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Янг, Г., Цзян, З., Чен, C. & Sun, S. Effect Ce микроструктурасы жана superferritic дат баспас болоттон жасалган 27Cr-3,8Mo-2Ni касиеттери.Темир белги.Steelmak 47, 67–76 (2020).