Paldies, ka apmeklējāt vietni Nature.com. Jūs izmantojat pārlūkprogrammas versiju ar ierobežotu CSS atbalstu. Lai nodrošinātu vislabāko pieredzi, iesakām izmantot atjauninātu pārlūkprogrammu (vai atspējot saderības režīmu pārlūkprogrammā Internet Explorer). Turklāt, lai nodrošinātu nepārtrauktu atbalstu, vietne tiek rādīta bez stiliem un JavaScript.
Vienlaikus parāda trīs slaidu karuseli. Izmantojiet pogas Iepriekšējais un Nākamais, lai vienlaikus pārvietotos starp trim slaidiem, vai arī izmantojiet slīdņa pogas galā, lai vienlaikus pārvietotos starp trim slaidiem.
Plaši izmantotais nerūsējošais tērauds un tā kaltās versijas ir izturīgas pret koroziju apkārtējās vides apstākļos, pateicoties pasivācijas slānim, kas sastāv no hroma oksīda. Tērauda korozija un erozija parasti ir saistīta ar šo slāņu iznīcināšanu, bet reti ar virsmas nehomogenitātes parādīšanos atkarībā no mikroskopiskā līmeņa. Šajā darbā nanoskalas ķīmiskā virsmas heterogenitāte, kas noteikta ar spektroskopisko mikroskopiju un ķemometrisko analīzi, negaidīti dominē auksti velmēta, ar cēriju modificēta superdupleksa nerūsējošā tērauda 2507 (SDSS) lūzumos un korozijā tā karstās deformācijas laikā. Lai gan rentgenstaru fotoelektronu mikroskopija uzrādīja relatīvi vienmērīgu dabiskā Cr2O3 slāņa pārklājumu, auksti velmētā SDSS pasivācijas veiktspēja bija slikta Fe3+ bagāto nanosaliņu lokālā sadalījuma dēļ uz Fe/Cr oksīda slāņa. Šīs atomu mēroga zināšanas sniedz dziļu izpratni par nerūsējošā tērauda koroziju un, domājams, palīdzēs cīnīties pret līdzīgu augsta leģējuma metālu koroziju.
Kopš nerūsējošā tērauda izgudrošanas ferohroma pretkorozijas īpašības tiek piedēvētas hromam, kas veido spēcīgus oksīdus/oksihidroksīdus un lielākajā daļā vides uzrāda pasivējošas īpašības. Salīdzinot ar parastajiem (austenīta un ferīta) nerūsējošajiem tēraudiem 1, 2, 3, superdupleksa nerūsējošajiem tēraudiem (SDSS) ir labāka izturība pret koroziju un lieliskas mehāniskās īpašības. Paaugstināta mehāniskā izturība ļauj izgatavot vieglākus un kompaktākus dizainus. Turpretī ekonomiskajam SDSS ir augsta izturība pret punktveida un spraugu koroziju, kā rezultātā tas kalpo ilgāk, tādējādi paplašinot tā pielietojumu piesārņojuma kontrolē, ķīmisko vielu konteineros un naftas un gāzes ieguves rūpniecībā jūrā 4. Tomēr šaurais termiskās apstrādes temperatūru diapazons un sliktā formējamība kavē to plašu praktisko pielietojumu. Tāpēc SDSS tiek modificēts, lai uzlabotu iepriekš minēto veiktspēju. Piemēram, Ce modifikācija tika ieviesta SDSS 2507 (Ce-2507) ar augstu slāpekļa saturu 6,7,8. Retzemju elements (Ce) atbilstošā 0,08 svara % koncentrācijā labvēlīgi ietekmē DSS mehāniskās īpašības, jo tas uzlabo graudu smalkumu un graudu robežas stiprību. Tiek uzlabota arī nodilumizturība un korozijas izturība, stiepes izturība un tecēšanas robeža, kā arī karstās apstrādes spēja9. Liels slāpekļa daudzums var aizstāt dārgo niķeļa saturu, padarot SDSS rentablāku10.
Nesen SDSS ir plastiski deformēts dažādās temperatūrās (kriogēnā, aukstā un karstā), lai sasniegtu lieliskas mehāniskās īpašības6,7,8. Tomēr SDSS izcilo korozijas izturību, ko nodrošina plāna oksīda plēve uz virsmas, ietekmē daudzi faktori, piemēram, raksturīgā heterogenitāte heterogēnu fāžu klātbūtnes dēļ ar atšķirīgām graudu robežām, nevēlami nogulumi un atšķirīga reakcija, austenīta un ferīta fāžu deformācijas7. Tāpēc šādu plēvju mikroskopisko domēnu īpašību izpēte līdz elektroniskās struktūras līmenim kļūst izšķiroša SDSS korozijas izpratnei un prasa sarežģītas eksperimentālas metodes. Līdz šim virsmas jutīgās metodes, piemēram, Augera elektronu spektroskopija11 un rentgenstaru fotoelektronu spektroskopija12,13,14,15, un cieto rentgenstaru fotoemisijas mikroskopija (HAX-PEEM)16, parasti nav spējušas noteikt ķīmiskās atšķirības virsmas slāņos. Viena un tā paša elementa ķīmiskie stāvokļi dažādās nanoskalas telpas vietās. Vairākos nesenos pētījumos ir korelēta lokalizēta hroma oksidēšanās ar novēroto austenīta nerūsējošo tēraudu17, martensīta tēraudu18 un SDSS19,20 korozijas uzvedību. Tomēr šie pētījumi galvenokārt ir koncentrējušies uz Cr heterogenitātes (piemēram, Cr3+ oksidācijas pakāpes) ietekmi uz korozijas izturību. Elementu oksidācijas pakāpju laterālo heterogenitāti var izraisīt dažādi savienojumi ar vienādiem sastāvdaļām, piemēram, dzelzs oksīdi. Šie savienojumi, kas termomehāniskās apstrādes rezultātā ir ieguvuši nelielu izmēru, atrodas tuvu viens otram, bet atšķiras pēc sastāva un oksidācijas pakāpes16,21. Tāpēc, lai noteiktu oksīda plēvju plaisāšanu un sekojošo punktveida veidošanos, ir jāsaprot virsmas heterogenitāte mikroskopiskā līmenī. Neskatoties uz šīm prasībām, joprojām trūkst kvantitatīvu novērtējumu, piemēram, laterālās heterogenitātes oksidēšanās procesā, īpaši Fe nano- un atomu līmenī, un tās korelācija ar korozijas izturību joprojām nav izpētīta. Vēl nesen dažādu elementu, piemēram, Fe un Ca22, ķīmiskais stāvoklis tērauda paraugos tika kvantitatīvi raksturots, izmantojot mīksto rentgenstaru fotoelektronu mikroskopiju (X-PEEM) nanoskalas sinhrotrona starojuma iekārtās. Apvienojumā ar ķīmiski jutīgu rentgenstaru absorbcijas spektroskopiju (XAS) X-PEEM ļauj veikt XAS mērījumus ar augstu telpisko un spektrālo izšķirtspēju, sniedzot ķīmisku informāciju par elementu sastāvu un to ķīmisko stāvokli ar telpisko izšķirtspēju līdz divdesmit trīs nanometru mērogam. Šis spektromikroskopiskais sākuma novērojums atvieglo lokālus ķīmiskos novērojumus un var demonstrēt ķīmiskās izmaiņas dzelzs slāņa telpā, kas iepriekš nav pētītas.
Šis pētījums paplašina PEEM priekšrocības ķīmisko atšķirību noteikšanā nanoskalā un piedāvā ieskatu sniedzošu atomu līmeņa virsmas analīzes metodi Ce-2507 korozijas uzvedības izpratnei. Tajā tiek izmantota klasterizēta K-vidējo24 ķemometriskā pieeja, lai kartētu iesaistīto elementu globālo ķīmisko (hetero)homogenitāti, kuru ķīmiskie stāvokļi tiek attēloti statistiskā attēlojumā. Atšķirībā no korozijas, ko tradicionālajā gadījumā izraisa hroma oksīda plēves sabrukšana, mazāka pasivācija un zemāka izturība pret koroziju pašlaik tiek attiecināta uz lokalizētām Fe3+ bagātām nanosaliņām Fe/Cr oksīda slāņa tuvumā, kas varētu būt aizsargājošas īpašības. Oksīds iznīcina punktēto plēvi un izraisa koroziju.
Deformētā SDSS 2507 korozīvā uzvedība vispirms tika novērtēta, izmantojot elektroķīmiskos mērījumus. 1. attēlā redzamas Nīkvista un Bodes līknes izvēlētiem paraugiem skābā (pH = 1) FeCl3 ūdens šķīdumā istabas temperatūrā. Izvēlētais elektrolīts darbojas kā spēcīgs oksidētājs, raksturojot pasivācijas plēves tendenci sadalīties. Lai gan materiāls istabas temperatūrā netika pakļauts stabilai punktveida deformācijai, analīze sniedza ieskatu iespējamos bojājumu gadījumos un sekojošā korozijā. Elektroķīmiskās impedances spektroskopijas (EIS) spektra pielāgošanai tika izmantota ekvivalenta ķēde (1.d att.), un atbilstošie pielāgošanas rezultāti ir parādīti 1. tabulā. Ar šķīdumu apstrādātos un karstās apstrādes paraugos parādās nepilnīgi pusapļi, savukārt auksti velmētos paraugos parādās saspiesti pusapļi (1.b att.). EIS spektroskopijā pusapļa rādiusu var uzskatīt par polarizācijas pretestību (Rp)25,26. 1. tabulā norādītais ar šķīdumu apstrādātā skrejceļa Rp ir aptuveni 135 kΩ cm–2, tomēr karstās apstrādes un auksti velmētā skrejceļa skrejceļa vērtības ir daudz zemākas, attiecīgi 34,7 un 2,1 kΩ cm–2. Šis ievērojamais Rp samazinājums parāda plastiskās deformācijas kaitīgo ietekmi uz pasivāciju un korozijas izturību, kā parādīts iepriekšējos ziņojumos27,28,29,30.
a Nīkvista, b, c Boda impedances un fāzes diagrammas un d atbilstošie ekvivalento ķēžu modeļi, kur RS ir elektrolīta pretestība, Rp ir polarizācijas pretestība un QCPE ir konstantas fāzes elementa oksīds, ko izmanto, lai modelētu neidentisko kapacitāti (n). EIS mērījumi tiek veikti pie atvērtas ķēdes potenciāla.
Vienlaicīgās konstantes ir parādītas Bode diagrammā, kur augstfrekvences diapazonā ir plato, kas attēlo elektrolīta pretestību RS26. Samazinoties frekvencei, impedance palielinās un tiek konstatēts negatīvs fāzes leņķis, kas norāda uz kapacitātes dominanci. Fāzes leņķis palielinās, saglabājot maksimumu relatīvi plašā frekvenču diapazonā, un pēc tam samazinās (1.c attēls). Tomēr visos trijos gadījumos šis maksimums joprojām ir mazāks par 90°, kas norāda uz ideālu kapacitatīvo uzvedību kapacitatīvās dispersijas dēļ. Tādējādi QCPE konstantās fāzes elements (CPE) tiek izmantots, lai attēlotu starpfāžu kapacitātes sadalījumus, kas rodas virsmas raupjuma vai nehomogenitātes dēļ, īpaši atomu mērogā, fraktāļu ģeometrijas, elektrodu porainības, nevienmērīga potenciāla un ģeometrijas ar elektrodu formu31,32. CPE impedance:
kur j ir imaginārais skaitlis un ω ir leņķiskā frekvence. QCPE ir no frekvences neatkarīga konstante, kas ir proporcionāla elektrolīta efektīvajai atvērtajai platībai. n ir bezdimensijas jaudas skaitlis, kas apraksta kondensatora novirzi no ideālās kapacitātes, t.i., jo tuvāk n ir 1, jo tuvāk CPE ir tīri kapacitatīvai, savukārt, ja n ir tuvu nullei, tas šķiet rezistīvs. Nelielas n novirzes, tuvu 1, norāda uz virsmas neideālu kapacitatīvo uzvedību pēc polarizācijas testiem. Aukstā velmējuma SDSS QCPE ir ievērojami augstāks nekā tā analogiem, kas nozīmē, ka virsmas kvalitāte ir mazāk vienmērīga.
Saskaņā ar lielāko daļu nerūsējošā tērauda korozijas izturības īpašību, SDSS relatīvi augstais Cr saturs parasti nodrošina lielisku SDSS korozijas izturību, pateicoties pasivējošai aizsargoksīda plēvei uz virsmas17. Šādas pasivējošās plēves parasti ir bagātas ar Cr3+ oksīdiem un/vai hidroksīdiem, galvenokārt kombinācijā ar Fe2+, Fe3+ oksīdiem un/vai (oksi)hidroksīdiem33. Neskatoties uz vienādu virsmas vienmērīgumu, pasivējošo oksīda slāni un novēroto virsmas plaisāšanu saskaņā ar mikroskopiskiem mērījumiem6,7, karstās apstrādes un aukstās velmēšanas SDSS korozijas uzvedība ir atšķirīga, tāpēc ir nepieciešams padziļināts mikrostruktūras īpašību pētījums tērauda deformācijai.
Deformēta nerūsējošā tērauda mikrostruktūra tika kvantitatīvi pētīta, izmantojot iekšējos un sinhrotrona augstas enerģijas rentgenstarus (1., 2. papildattēls). Detalizēta analīze ir sniegta papildinformācijā. Lai gan pastāv vispārēja vienprātība par galvenās fāzes veidu, tika konstatētas atšķirības kopējās fāzes frakcijās, kas uzskaitītas 1. papildtabulā. Šīs atšķirības var būt saistītas ar nehomogēnām fāzes frakcijām uz virsmas un tilpumā, ko ietekmē dažādi rentgenstaru difrakcijas (XRD) noteikšanas dziļumi. ) ar dažādiem krītošo fotonu enerģijas avotiem34. Relatīvi augstas austenīta frakcijas auksti velmētos paraugos, kas noteiktas ar XRD no laboratorijas avota, norāda uz labāku pasivāciju un pēc tam labāku izturību pret koroziju35, savukārt precīzāki un statistiski rezultāti liecina par pretējām tendencēm fāzes frakcijās. Turklāt tērauda izturība pret koroziju ir atkarīga arī no graudu smalkuma pakāpes, graudu izmēra samazinājuma, mikrodeformāciju palielināšanās un dislokāciju blīvuma, kas rodas termomehāniskās apstrādes laikā36,37,38. Karstās apstrādes paraugiem bija graudaināka daba, kas liecina par mikrona izmēra graudiem, savukārt auksti velmētajos paraugos novērotie gludie gredzeni (3. papildattēls) liecināja par ievērojamu graudu smalkošanos līdz nanoizmēram iepriekšējos darbos. Tam vajadzētu veicināt pasīvās plēves veidošanos un korozijas izturības palielināšanos. Lielāks dislokāciju blīvums parasti ir saistīts ar zemāku izturību pret punktveida koroziju, kas labi atbilst elektroķīmiskajiem mērījumiem.
Izmantojot X-PEEM, tika sistemātiski pētītas galveno elementu mikrodomēnu ķīmiskā stāvokļa izmaiņas. Lai gan ir vairāk leģējošo elementu, šeit izvēlēti Cr, Fe, Ni un Ce39, jo Cr ir galvenais elements pasīvās plēves veidošanā, Fe ir galvenais elements tēraudam, un Ni veicina pasivāciju un līdzsvaro ferīta-austenīta fāzi. Ce mērķis ir struktūra un modifikācija. Regulējot sinhrotrona stara enerģiju, XAS uztvēra Cr (L2,3 mala), Fe (L2,3 mala), Ni (L2,3 mala) un Ce (M4,5 mala) galvenās īpašības no virsmas. -2507 SDSS. Tika veikta atbilstoša datu analīze, iekļaujot enerģijas kalibrēšanu ar publicētiem datiem (piemēram, XAS uz Fe L2, 3 ribas40,41).
2. attēlā redzami karstās apstrādes (2.a att.) un aukstās velmēšanas (2.d att.) Ce-2507 SDSS un atbilstošo XAS Cr un Fe L2,3 malu X-PEEM attēli individuāli atzīmētās pozīcijās. L2,3 XAS mala pēta elektronu neaizņemtos 3d stāvokļus pēc fotoierosmes 2p3/2 (L3 mala) un 2p1/2 (L2 mala) spinorbītas sadalīšanās līmeņos. Informācija par Cr valences stāvokli tika iegūta no L2,3 malas rentgenstaru difrakcijas analīzes 2.b,d attēlā. Saikņu salīdzinājums. 42, 43 parādīja, ka pie L3 malas tika novēroti četri pīķi A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) un D (582,2 eV), kas atspoguļo oktaedriskos Cr3+ jonus, kas atbilst Cr2O3. Eksperimentālie spektri atbilst teorētiskajiem aprēķiniem, kā parādīts b un e panelī, kas iegūti no vairākiem kristāla lauka aprēķiniem Cr L2.3 saskarnē, izmantojot 2,0 eV44 kristāla lauku. Abas karstās apstrādes un aukstās velmēšanas SDSS virsmas ir pārklātas ar relatīvi vienmērīgu Cr2O3 slāni.
a Karstformēta X-PEEM SDSS termiskais attēls, kas atbilst malai b Cr L2.3 un malai c Fe L2.3, d Aukstvelmēta SDSS termiskais attēls X-PEEM, kas atbilst malai e Cr L2.3 un f Fe L2.3 (e). XAS spektri, kas attēloti dažādās telpiskās pozīcijās, kuras termiskajos attēlos (a, d) atzīmētas ar oranžām punktētām līnijām (b) un (e), attēlo simulētus Cr3+ XAS spektrus ar kristāla lauka vērtību 2,0 eV. X-PEEM attēliem tiek izmantota termiskā palete, lai uzlabotu attēla lasāmību, kur krāsas no zilas līdz sarkanai ir proporcionālas rentgenstaru absorbcijas intensitātei (no zemas līdz augstai).
Neatkarīgi no šo metālisko elementu ķīmiskās vides, Ni un Ce leģējošo elementu pievienošanas ķīmiskais stāvoklis abiem paraugiem palika nemainīgs. Papildu zīmējums. 5.-9. attēlā parādīti Ni un Ce X-PEEM attēli un atbilstošie XAS spektri dažādās pozīcijās uz karstvelmētu un auksti velmētu paraugu virsmas. Ni XAS parāda Ni2+ oksidācijas pakāpi visā karstvelmētu un auksti velmētu paraugu izmērītajā virsmā (papildu diskusija). Jāatzīmē, ka karstvelmētu paraugu gadījumā Ce XAS signāls netiek novērots, savukārt aukstvelmētu paraugu Ce3+ spektrs ir novērojams vienā punktā. Ce plankumu novērošana aukstvelmētos paraugos parādīja, ka Ce galvenokārt pastāv nogulumu veidā.
Termiski deformētā SDSS Fe L2,3 malā netika novērotas lokālas XAS struktūras izmaiņas (2.c att.). Tomēr, kā parādīts 2.f attēlā, Fe matrica mikroskopiski maina savu ķīmisko stāvokli septiņos nejauši izvēlētos punktos auksti velmētajā SDSS. Turklāt, lai iegūtu precīzu priekšstatu par Fe stāvokļa izmaiņām izvēlētajās vietās 2.f attēlā, tika veikti lokāli virsmas pētījumi (3. att. un 10. papildattēls), kuros tika izvēlēti mazāki apļveida apgabali. α-Fe2O3 sistēmu Fe L2,3 malas un Fe2+ oktaedrisko oksīdu XAS spektri tika modelēti, izmantojot multipletu kristāla lauka aprēķinus, kuros izmantoti kristāla lauki 1,0 (Fe2+) un 1,0 (Fe3+)44. Mēs atzīmējam, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 ir gan Fe2+, gan Fe3+ kombinācija,47 un FeO45 kā formāli divvērtīgs Fe2+ oksīds (3d6). Mēs atzīmējam, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 ir gan Fe2+, gan Fe3+ kombinācija,47 un FeO45 kā formāli divvērtīgs Fe2+ oksīds (3d6).Ņemiet vērā, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 apvieno gan Fe2+, gan Fe3+,47 un FeO45 formāli divvērtīga oksīda Fe2+ (3d6) veidā.Ņemiet vērā, ka α-Fe2O3 un γ-Fe2O3 ir atšķirīgas lokālās simetrijas45,46, Fe3O4 ir Fe2+ un Fe3+ kombinācijas,47 un FeO45 darbojas kā formāls divvērtīgs Fe2+ oksīds (3d6). Visiem Fe3+ joniem α-Fe2O3 ir tikai Oh pozīcijas, savukārt γ-Fe2O3 parasti tiek izteikts kā Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinels ar vakancēm eg pozīcijās. Tāpēc Fe3+ joniem γ-Fe2O3 ir gan Td, gan Oh pozīcijas. Kā minēts iepriekšējā darbā, lai gan abu intensitātes attiecības ir atšķirīgas, to intensitātes attiecība eg/t2g ir ≈1, savukārt šajā gadījumā novērotā intensitātes attiecība eg/t2g ir aptuveni 1. Tas izslēdz iespēju, ka šajā gadījumā ir tikai Fe3+. Ņemot vērā Fe3O4 gadījumu ar Fe2+ un Fe3+ kombinācijām, ir zināms, ka vājāka (spēcīga) pirmā pazīme Fe L3 malā norāda uz mazāku (lielāku) neaizņemtību t2g stāvoklī. Tas attiecas uz Fe2+ (Fe3+), kas norāda uz pirmās pazīmes pieaugumu, kas norāda uz Fe2+47 satura pieaugumu. Šie rezultāti liecina, ka uz kompozītu auksti velmētām virsmām dominē Fe2+ un γ-Fe2O3, α-Fe2O3 un/vai Fe3O4.
Palielināti fotoemisijas elektronu termiskie attēli (a, c) un (b, d) XAS spektriem pāri Fe L2,3 malai dažādās telpiskās pozīcijās izvēlētajos 2. un E apgabalos 2.d attēlā.
Iegūtie eksperimentālie dati (4.a att. un 11. papildatt.) tika attēloti un salīdzināti ar tīru savienojumu 40, 41, 48 datiem. Būtībā telpiski dažādās vietās tika novēroti trīs dažādi eksperimentāli novēroto Fe L-malas XAS spektru veidi (XAS-1, XAS-2 un XAS-3: 4.a att.). Jo īpaši visā interesējošajā apgabalā tika novērots spektrs, kas līdzīgs 2-a (apzīmēts ar XAS-1) 3.b attēlā, kam sekoja 2-b spektrs (apzīmēts ar XAS-2), savukārt noteiktās lokalizētās vietās tika novērots spektrs, kas līdzīgs E-3 (apzīmēts ar XAS-3) 3.d attēlā. Parasti zondes paraugā esošo valences stāvokļu identificēšanai tiek izmantoti četri parametri: (1) L3 un L2 spektrālās pazīmes, (2) L3 un L2 pazīmju enerģijas pozīcijas, (3) L3-L2 enerģijas starpība, (4) L2 intensitātes attiecība /L3. Saskaņā ar vizuāliem novērojumiem (4.a att.), uz pētāmā SDSS virsmas ir visi trīs Fe komponenti, proti, Fe0, Fe2+ un Fe3+. Aprēķinātā intensitātes attiecība L2/L3 arī norādīja uz visu trīs komponentu klātbūtni.
a Novēroti trīs dažādi eksperimentāli dati (nepārtrauktās līnijas XAS-1, XAS-2 un XAS-3 atbilst 2-a, 2-b un E-3 2. un 3. attēlā), salīdzinot ar simulētiem XAS salīdzināšanas spektriem, oktaedri Fe2+, Fe3+, kristāla lauka vērtības attiecīgi 1,0 eV un 1,5 eV, b–d Izmērītie eksperimentālie dati (XAS-1, XAS-2, XAS-3) un atbilstošie optimizētie LCF dati (nepārtrauktā melna līnija), kā arī XAS-3 spektru salīdzinājums ar Fe3O4 (Fe jauktais stāvoklis) un Fe2O3 (tīrs Fe3+) standartiem.
Dzelzs oksīda sastāva kvantitatīvai noteikšanai tika izmantota trīs standartu lineārās kombinācijas (LCF) pielāgošana40,41,48. LCF tika ieviesta trim atlasītiem Fe L-malas XAS spektriem, kas uzrāda visaugstāko kontrastu, proti, XAS-1, XAS-2 un XAS-3, kā parādīts 4.b–d attēlā. LCF savienojumiem visos gadījumos tika ņemts vērā 10% Fe0, jo visos datos novērojām mazo izvirzījumu un to, ka melnie metāli ir galvenā tērauda sastāvdaļa. Patiešām, X-PEEM pārbaudes dziļums Fe (~6 nm)49 ir ​​lielāks nekā aprēķinātais oksidācijas slāņa biezums (nedaudz > 4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. Patiešām, X-PEEM pārbaudes dziļums Fe (~6 nm)49 ir ​​lielāks nekā aprēķinātais oksidācijas slāņa biezums (nedaudz > 4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления), (нем4нотонго) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Patiešām, zondes X-PEEM dziļums Fe (~6 nm)49 ir ​​lielāks nekā pieņemtais oksidācijas slāņa biezums (nedaudz >4 nm), kas ļauj noteikt signālu no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa.Faktiski X-PEEM detektē Fe (~6 nm)49 dziļāk nekā paredzamais oksīda slāņa biezums (nedaudz vairāk par 4 nm), ļaujot detektēt signālus no dzelzs matricas (Fe0) zem pasivācijas slāņa. Lai atrastu labāko iespējamo risinājumu novērotajiem eksperimentālajiem datiem, tika veiktas dažādas Fe2+ un Fe3+ kombinācijas. 4.b attēlā parādīta Fe2+ un Fe3+ kombinācija XAS-1 spektrā, kur Fe2+ un Fe3+ proporcijas ir tuvas, aptuveni 45%, kas norāda uz jauktu Fe oksidācijas pakāpi. Savukārt XAS-2 spektrā Fe2+ un Fe3+ procentuālā daļa ir attiecīgi ~30% un 60%. Fe2+ saturs ir zemāks nekā Fe3+. Fe2+ un Fe3 attiecība 1:2 nozīmē, ka Fe3O4 var veidoties ar tādu pašu Fe jonu attiecību. Turklāt XAS-3 spektrā Fe2+ un Fe3+ procentuālais daudzums mainījās līdz ~10% un 80%, kas norāda uz lielāku Fe2+ konversiju par Fe3+. Kā minēts iepriekš, Fe3+ var nākt no α-Fe2O3, γ-Fe2O3 vai Fe3O4. Lai izprastu visticamāko Fe3+ avotu, 4.e attēlā XAS-3 spektri ir attēloti kopā ar dažādiem Fe3+ standartiem, parādot līdzību ar visiem diviem standartiem, ņemot vērā B maksimumu. Tomēr pleca intensitāte (A: no Fe2+) un intensitātes attiecība B/A norāda, ka XAS-3 spektrs ir tuvs, bet ne tāds pats kā γ-Fe2O3. Salīdzinot ar kopējo γ-Fe2O3, A SDSS maksimuma Fe2p XAS intensitāte ir nedaudz augstāka (4.e attēls), kas norāda uz augstāku Fe2+ intensitāti. Lai gan XAS-3 spektrs ir līdzīgs γ-Fe2O3 spektram, kur Fe3+ atrodas gan Oh, gan Td pozīcijās, dažādu valences stāvokļu un koordinācijas identificēšana tikai pēc L2,3 malas vai L2/L3 intensitātes attiecības joprojām ir problēma. Tas ir atkārtots diskusiju temats, ņemot vērā dažādo faktoru sarežģītību, kas iesaistīti galīgajā spektrā41.
Papildus iepriekš aprakstītajai izvēlēto interesējošo reģionu ķīmisko stāvokļu spektrālajai diskriminācijai, galveno elementu Cr un Fe globālā ķīmiskā heterogenitāte tika novērtēta, klasificējot visus uz parauga virsmas iegūtos XAS spektrus, izmantojot K-vidējo klasterizācijas metodi. Malu profili Cr L tika iestatīti tā, lai veidotos divi optimāli klasteri, kas telpiski sadalīti karstās apstrādes un aukstās velmēšanas paraugos, kas parādīti 5. attēlā. Ir skaidrs, ka netika novērotas lokālas strukturālas izmaiņas, jo XAS Cr spektru divi centroidi ir ļoti līdzīgi. Šīs abu klasteru spektrālās formas ir gandrīz identiskas tām, kas atbilst Cr2O342, kas nozīmē, ka Cr2O3 slāņi ir relatīvi vienmērīgi sadalīti pa SDSS.
a) K-vidējo L-malas Cr reģionu klasteris, b) atbilstoši XAS centroīdi. Aukstā velmējuma SDSS K-vidējo X-PEEM salīdzināšanas rezultāti: c) Cr L2,3 K-vidējo malas reģionu klasteri un d) atbilstoši XAS centroīdi.
Lai ilustrētu sarežģītāku FeL malu karti, karstvelmētiem un aukstvelmētiem paraugiem tiek izmantoti attiecīgi četri un pieci optimizēti klasteri un ar tiem saistītie centroīdi (spektrālie sadalījumi). Tādēļ Fe2+ un Fe3+ procentuālo daudzumu (%) var iegūt, pielāgojot 4. attēlā parādīto LCF. Pseidoelektroda potenciāls Epseudo kā Fe0 funkcija tika izmantots, lai atklātu virsmas oksīda plēves mikroķīmisko nehomogenitāti. Epseudo tiek aptuveni novērtēts, izmantojot sajaukšanas likumu,
kur \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) ir vienāds ar \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), kas ir attiecīgi 0,440 un 0,036 V. Apgabalos ar zemāku potenciālu ir lielāks Fe3+ savienojumu saturs. Termiski deformēta parauga potenciālu sadalījumam ir slāņains raksturs ar maksimālo izmaiņu aptuveni 0,119 V (6.a,b att.). Šis potenciālu sadalījums ir cieši saistīts ar virsmas topogrāfiju (6.a att.). Pamatā esošajā lamelārajā interjerā netika novērotas citas ar pozīciju saistītas izmaiņas (6.b att.). Turpretī dažādu oksīdu kombinācijā ar atšķirīgu Fe2+ un Fe3+ saturu auksti velmētā SDSS var novērot nevienmērīgu pseidopotenciāla raksturu (6.c,d att.). Fe3+ oksīdi un/vai (oksi)hidroksīdi ir galvenās tērauda korozijas sastāvdaļas un ir skābekļa un ūdens caurlaidīgi50. Šajā gadījumā var redzēt, ka ar Fe3+ bagātās salas ir izkliedētas lokāli un tās var uzskatīt par korozijas zonām. Šajā gadījumā potenciāla lauka gradientu, nevis potenciāla absolūto vērtību, var uzskatīt par indikatoru aktīvo korozijas reģionu lokalizācijai51. Šis nehomogēnais Fe2+ un Fe3+ sadalījums uz auksti velmēta SDSS virsmas var mainīt lokālās ķīmiskās īpašības un nodrošināt efektīvāku virsmas laukumu oksīda plēves plaisāšanas un korozijas reakcijās, tādējādi ļaujot pamatā esošajai metāla matricai nepārtraukti korodēt, kā rezultātā rodas iekšēja nehomogenitāte un samazinās pasivējošā slāņa aizsargājošās īpašības.
Fe L2,3 malu apgabalu K-vidējo vērtību klasteri un atbilstošie XAS centroīdi a–c karstvaltētam X-PEEM un d–f aukstvaltētam SDSS. a, d K-vidējo vērtību klasteru diagramma, kas pārklāta ar X-PEEM attēlu. Ir minēti aprēķinātie pseidoelektrodu potenciāli (epseudo) kopā ar K-vidējo vērtību klasteru diagrammām. X-PEEM attēla spilgtums, piemēram, 2. attēlā redzamā krāsa, ir tieši proporcionāls rentgenstaru absorbcijas intensitātei.
Relatīvi vienmērīgais Cr, bet atšķirīgais Fe ķīmiskais stāvoklis noved pie atšķirīgas oksīda plēves plaisāšanas izcelsmes un korozijas modeļiem karstvelmējumā un aukstvelmējumā Ce-2507. Šī aukstvelmējuma Ce-2507 īpašība ir labi zināma. Attiecībā uz Fe oksīdu un hidroksīdu veidošanos atmosfēras gaisā šajā darbā šādas reakcijas tiek slēgtas kā neitrālas reakcijas:
Pamatojoties uz X-PEEM mērījumiem, iepriekš minētā reakcija notika šādos gadījumos. Neliels plecs, kas atbilst Fe0, ir saistīts ar pamatā esošo metālisko dzelzi. Metāliskā Fe reakcija ar vidi noved pie Fe(OH)2 slāņa veidošanās (vienādojums (5)), kas pastiprina Fe2+ signālu Fe L malas XAS. Ilgstoša gaisa iedarbība izraisīs Fe3O4 un/vai Fe2O3 oksīdu veidošanos pēc Fe(OH)252,53. Cr3+ bagātā aizsargslānī var veidoties arī divu veidu stabils Fe, Fe3O4 un Fe2O3, kur Fe3O4 dod priekšroku vienmērīgai un kohēzijas struktūrai. Abu klātbūtne rada jauktus oksidācijas stāvokļus (XAS-1 spektrs). XAS-2 spektrs galvenokārt atbilst Fe3O4. Savukārt XAS-3 spektri, kas novēroti vairākās pozīcijās, liecināja par pilnīgu pārvēršanos par γ-Fe2O3. Tā kā neiesaiņotiem rentgenstaru iespiešanās dziļums ir aptuveni 50 nm, signāls no pamatā esošā slāņa rada lielāku A pīķa intensitāti.
Rentgendifrakcijas spektrs rāda, ka Fe komponentam oksīda plēvē ir slāņaina struktūra, kas ir apvienota ar Cr oksīda slāni. Atšķirībā no korozijai raksturīgās pasivācijas Cr2O317 lokālās nehomogenitātes dēļ, neskatoties uz vienmērīgo Cr2O3 slāni šajā pētījumā, šajā gadījumā tika novērota zema korozijas izturība, īpaši auksti velmētiem paraugiem. Novēroto uzvedību var saprast kā augšējā slāņa (Fe) ķīmiskā oksidācijas stāvokļa neviendabīgumu, kas ietekmē korozijas veiktspēju. Lēna metāla vai skābekļa jonu pārnešana režģī augšējā (Fe oksīds) un apakšējā slāņa (Cr oksīds)52,53 vienādas stehiometrijas dēļ nodrošina labāku mijiedarbību (adhēziju) starp tiem. Tas savukārt uzlabo korozijas izturību. Tāpēc nepārtraukta stehiometrija, t.i., viens Fe oksidācijas stāvoklis, ir vēlamāka par pēkšņām stehiometriskām izmaiņām. Termiski deformētam SDSS ir vienmērīgāka virsma un blīvāks aizsargslānis, kas nodrošina labāku korozijas izturību. Tomēr auksti velmētam SDSS Fe3+ bagāto salu klātbūtne zem aizsargslāņa iznīcina virsmas integritāti un izraisa tuvumā esošā substrāta galvanisko koroziju, kas noved pie Rp samazināšanās (1. tabula) EIS spektros un tā korozijas izturības samazināšanās. Tāpēc lokāli izkliedētās salas, kas plastiskās deformācijas dēļ bagātas ar Fe3+, galvenokārt ietekmē korozijas izturības rādītājus, kas ir sasniegums šajā darbā. Tāpēc šajā pētījumā ir sniegti spektromikrogrāfi par pētīto SDSS paraugu korozijas izturības samazināšanos plastiskās deformācijas dēļ.
Turklāt, lai gan retzemju elementu sakausējumi divfāžu tēraudos darbojas labāk, šī pievienotā elementa mijiedarbība ar atsevišķo tērauda matricu korozijas uzvedības ziņā, pamatojoties uz spektroskopiskās mikroskopijas novērojumiem, joprojām ir nenoteikta. Ce signāls (gar XAS M malu) aukstās velmēšanas laikā parādās tikai dažās pozīcijās, bet SDSS karstās deformācijas laikā izzūd, norādot uz lokālu Ce nogulsnēšanos tērauda matricā, nevis homogēnu sakausējumu. Lai gan SDSS mehāniskās īpašības neuzlabojas6,7, REE klātbūtne samazina ieslēgumu izmēru un tiek uzskatīts, ka tā nomāc punktveida koroziju to sākumā54.
Noslēgumā šis darbs atklāj virsmas neviendabīguma ietekmi uz 2507 SDSS, kas modificēts ar cēriju, koroziju, kvantitatīvi nosakot nanoskalas komponentu ķīmisko saturu. Jautājumu par to, kāpēc nerūsējošais tērauds korodē pat tad, ja tas ir pārklāts ar aizsargoksīda slāni, mēs atbildējām uz jautājumu, kāpēc nerūsējošais tērauds korodē pat tad, ja tas ir pārklāts ar aizsargoksīda slāni, kvantitatīvi pētot mikrostruktūru, virsmas elementu ķīmisko stāvokli un signālu apstrādi, izmantojot K-vidējo klasterizāciju. Ir noskaidrots, ka Fe3+ bagātās salas, tostarp to oktaedriskā un tetraedriskā koordinācija visā jauktā Fe2+/Fe3+ struktūrā, ir oksīda plēves destrukcijas avots un auksti velmēta SDSS korozijas avots. Nanosalas, kurās dominē Fe3+, noved pie sliktas korozijas izturības pat pietiekama stehiometriska Cr2O3 pasivējošā slāņa klātbūtnē. Papildus metodoloģiskajiem sasniegumiem nanoskalas ķīmiskās neviendabīguma ietekmes uz koroziju noteikšanā, paredzams, ka šis darbs iedvesmos inženiertehniskos procesus, lai uzlabotu nerūsējošā tērauda korozijas izturību tērauda ražošanas laikā.
Lai sagatavotu šajā pētījumā izmantotos Ce-2507 SDSS lietņus, jauktie komponenti, tostarp Fe-Ce meistarsakausējums, kas noslēgts ar tīra dzelzs caurulēm, tika izkausēti 150 kg vidējas frekvences indukcijas krāsnī, lai iegūtu izkausētu tēraudu, un ielieti liešanas veidnēs. Izmērītais ķīmiskais sastāvs (svara %) ir uzskaitīts 2. papildtabulā. Lietnis vispirms tiek karstformēts blokos. Pēc tam tērauds tiek atkvēlināts 1050 °C temperatūrā 60 minūtes līdz cietam šķīdumam un pēc tam atdzesēts ūdenī līdz istabas temperatūrai. Pētītie paraugi tika detalizēti pētīti, izmantojot TEM un DOE, lai pētītu fāzes, graudu lielumu un morfoloģiju. Sīkāku informāciju par paraugiem un ražošanas procesu var atrast citos avotos6,7.
Karstajai presēšanai apstrādājiet cilindriskus paraugus (φ10 mm × 15 mm), cilindra asi novietojot paralēli bloka deformācijas virzienam. Augstas temperatūras saspiešana tika veikta ar nemainīgu deformācijas ātrumu 0,01–10 s-1 diapazonā dažādās temperatūrās no 1000 līdz 1150 °C, izmantojot Gleeble-3800 termisko simulatoru. Pirms deformācijas paraugi tika uzkarsēti izvēlētajā temperatūrā ar ātrumu 10 °C s-1 2 minūtes, lai novērstu temperatūras gradientu. Pēc temperatūras vienmērīguma sasniegšanas paraugi tika deformēti līdz patiesajai deformācijas vērtībai 0,7. Pēc deformācijas tie nekavējoties tiek rūdīti ar ūdeni, lai saglabātu deformēto struktūru. Pēc tam sacietējušie paraugi tika sagriezti paralēli saspiešanas virzienam. Šajā konkrētajā pētījumā mēs izvēlējāmies paraugu, kas termiski deformēts 1050 °C temperatūrā, 10 s-1, jo tam bija lielāka novērotā mikrocietība nekā citiem paraugiem7.
Ce-2507 cietā šķīduma masas (80 × 10 × 17 mm3) paraugi tika testēti uz trīsfāžu asinhronas divu ruļļu deformācijas iekārtas LG-300, kas nodrošināja labākās mehāniskās īpašības starp visām pārējām deformācijas klasēm6. Deformācijas ātrums un biezuma samazinājums bija attiecīgi 0,2 m·s-1 un 5% katram ceļam.
SDSS elektroķīmiskajā darbstacijā Autolab PGSTAT128N pēc aukstās velmēšanas līdz 90% biezuma samazinājumam (1,0 ekvivalenta patiesā deformācija) un karstās presēšanas līdz 0,7 patiesajai deformācijai 1050 °C temperatūrā un 10 s-1 ātrumā elektroķīmiski tika mērīts SDSS. Darbstacijā ir trīs elektrodu šūna ar piesātinātu kalomela elektrodu kā atsauces elektrodu, grafīta pretelektrodu un SDSS paraugu kā darba elektrodu. Paraugi tika sagriezti cilindros ar diametru 11,3 mm, pie kuru sāniem tika pielodēti vara vadi. Pēc tam paraugu ielēja ar epoksīdsveķiem, atstājot 1 cm2 lielu darba atvērtu laukumu kā darba elektrodu (cilindriskā parauga apakšējā virsma). Epoksīda sacietēšanas, kā arī sekojošās slīpēšanas un pulēšanas laikā jāievēro piesardzība, lai izvairītos no plaisāšanas. Darba virsma tiek slīpēta un pulēta ar dimanta pulēšanas suspensiju ar daļiņu izmēru 1 mikrons, notīrīta ar destilētu ūdeni un etanolu un žāvēta aukstā gaisā. Pirms elektroķīmiskajiem mērījumiem pulētie paraugi vairākas dienas tika pakļauti gaisa iedarbībai, lai izveidotu dabisku oksīda plēvi. Nerūsējošā tērauda korozijas paātrināšanai ir izmantots FeCl3 ūdens šķīdums (6,0 masas %), kas stabilizēts ar HCl līdz pH = 1,0 ± 0,01,55, jo tas ir atrodams agresīvā vidē, kur ir hlorīda joni ar spēcīgu oksidētāju spēju un zemu pH līmeni, kā noteikts ASTM. Ierosinātie standarti ir G48 un A923. Paraugi tika iegremdēti testa šķīdumā 1 stundu pirms jebkādu mērījumu veikšanas, lai sasniegtu stāvokli, kas ir tuvu stacionāram. Cietā šķīduma, karstās apstrādes un aukstās velmēšanas paraugiem impedances mērījumu frekvences diapazons bija 1 × 105 ~ 0,1 Hz, un atvērtās ķēdes potenciāls (OPS) bija 5 mV, kas bija attiecīgi 0,39, 0,33 un 0,25 VSCE. Katrs parauga elektroķīmiskais tests tika atkārtots vismaz trīs reizes vienādos apstākļos, lai nodrošinātu datu reproducējamību.
HE-SXRD mērījumiem 1 × 1 × 1,5 mm3 taisnstūrveida dupleksa tērauda bloki tika mērīti uz augstas enerģijas Brockhouse vigglera līnijas CLS, Kanādā, lai kvantitatīvi noteiktu fāžu sastāvu56. Datu vākšana tika veikta istabas temperatūrā, izmantojot Debye-Scherrer ģeometriju vai transporta ģeometriju. Rentgenstaru viļņa garums, kas kalibrēts ar LaB6 kalibratoru, ir 0,212561 Å, kas atbilst 58 keV, kas ir daudz augstāks nekā Cu Kα (8 keV), ko parasti izmanto kā laboratorijas rentgenstaru avotu. Paraugs tiek novietots 740 mm attālumā no detektora. Katra parauga detektēšanas tilpums ir 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ko nosaka stara izmērs un parauga biezums. Katrs no šiem datiem tika savākts, izmantojot Perkin Elmer laukuma detektoru, plakanā paneļa rentgenstaru detektoru, 200 µm pikseļi, 40 × 40 cm2, izmantojot ekspozīcijas laiku 0,3 sekundes un 120 kadrus.
Divu izvēlētu modeļu sistēmu X-PEEM mērījumi tika veikti Beamline MAXPEEM līnijas PEEM gala stacijā MAX IV laboratorijā (Lunda, Zviedrija). Paraugi tika sagatavoti tāpat kā elektroķīmiskajiem mērījumiem. Sagatavotie paraugi tika turēti gaisā vairākas dienas un degazēti īpaši augsta vakuuma kamerā, pirms tos apstaroja ar sinhrotrona fotoniem. Stara enerģijas izšķirtspēja tiek iegūta, izmērot jonu izejas spektru no N1s līdz 1\(\pi _g^ \ast\) ierosmes apgabalā ar hv = 401 eV N2 vidē un fotona enerģijas atkarību no E3/2,57. Spektrālā pielāgošana deva ΔE (spektrālā līnijas platums) ~0,3 eV izmērītajā enerģijas diapazonā. Tāpēc, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si 1200 līniju mm−1 režģi Fe 2p L2,3 malai, Cr 2p L2,3 malai, Ni 2p L2,3 malai un Ce M4,5 malai, staru līnijas enerģijas izšķirtspēja tika aprēķināta kā E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 ph/s. Tāpēc, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si 1200 līniju mm−1 režģi Fe 2p L2,3 malai, Cr 2p L2,3 malai, Ni 2p L2,3 malai un Ce M4,5 malai, staru līnijas enerģijas izšķirtspēja tika aprēķināta kā E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 ph/s. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000/0101 и ℉1012 использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка, 3 кромка Ni 2p L2,3 un кромка Ce M4,5. Tādējādi, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru ar Si režģi 1200 līnijas/mm Fe malai 2p L2,3, Cr malai 2p L2,3, Ni malai 2p L2,3 un Ce malai M4,5, staru kanāla enerģijas izšķirtspēja tika novērtēta kā E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 un plūsma ≈1012 f/s.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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3i2p辿N2,32p.边缘和Ce M4,5 边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 版 1012 PH/S 通0过 通过 通过 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV>单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 辌瀼 M.Tādējādi, izmantojot modificētu SX-700 monohromatoru un 1200 līniju Si režģi. 3, Cr mala 2p L2.3, Ni mala 2p L2.3 un Ce mala M4.5.Paplašiniet fotona enerģiju ar 0,2 eV soli. Pie katras enerģijas PEEM attēli tika ierakstīti, izmantojot TVIPS F-216 CMOS detektoru ar 2 x 2 binning optisko šķiedru savienojumu, kas nodrošina 1024 × 1024 pikseļus 20 µm redzes laukā. Attēlu ekspozīcijas laiks ir 0,2 sekundes, vidēji 16 kadri. Fotoelektrona attēla enerģija ir izvēlēta tā, lai nodrošinātu maksimālo sekundārā elektrona signālu. Visi mērījumi tiek veikti pie lineāri polarizēta fotonu stara normālas krišanas. Plašāku informāciju par mērījumiem skatiet iepriekšējā pētījumā58. Pēc kopējās elektronu ražas (TEY)59 noteikšanas režīma un tā pielietojuma X-PEEM izpētīšanas šīs metodes noteikšanas dziļums tiek lēsts ~4–5 nm Cr signālam un ~6 nm Fe signālam. Cr dziļums ir ļoti tuvs oksīda plēves biezumam (~4 nm)60,61, savukārt Fe dziļums ir lielāks par oksīda plēves biezumu. Blakus FeL malai savāktais XAS ir dzelzs oksīda XAS un matricas FeO maisījums. Pirmajā gadījumā emitēto elektronu intensitāte ir saistīta ar visiem iespējamiem elektronu veidiem, kas veicina TEY. Tomēr tīram dzelzs signālam ir nepieciešama lielāka kinētiskā enerģija, lai elektroni izietu cauri oksīda slānim, sasniegtu virsmu un tiktu savākti analizatorā. Šajā gadījumā Fe0 signālu galvenokārt rada LVV Augera elektroni un to emitētie sekundārie elektroni. Turklāt šo elektronu radītā TEY intensitāte elektronu izkļūšanas ceļā samazinās49, vēl vairāk samazinot Fe0 spektrālo parakstu dzelzs XAS kartē.
Datu ieguves integrēšana datu kubos (X-PEEM datos) ir galvenais solis atbilstošas ​​informācijas (ķīmisko vai fizikālo īpašību) iegūšanā daudzdimensionālā veidā. K-means klasterizācija tiek plaši izmantota vairākās jomās, tostarp mašīnredzē, attēlu apstrādē, nekontrolētā modeļu atpazīšanā, mākslīgajā intelektā un klasifikācijas analīzē24. Piemēram, K-means klasterizācija ir labi pielietojama hiperspektrālu attēlu datu klasterizācijai62. Principā vairāku objektu datus K-means algoritms var viegli grupēt atbilstoši informācijai par to atribūtiem (fotonu enerģijas raksturlielumiem). K-means klasterizācija ir iteratīvs algoritms datu sadalīšanai K nepārklājošās grupās (klasteros), kur katrs pikselis pieder pie konkrēta klastera atkarībā no ķīmiskās nehomogenitātes telpiskā sadalījuma tērauda mikrostruktūras sastāvā. K-means algoritms sastāv no diviem soļiem: pirmajā solī tiek aprēķināti K centroīdi, bet otrajā solī katrs punkts tiek piešķirts klasterim ar blakus esošajiem centroīdiem. Klastera smaguma centrs ir definēts kā šī klastera datu punktu (XAS spektru) aritmētiskais vidējais. Ir dažādi attālumi, lai definētu blakus esošos centroīdus kā Eiklīda attālumus. Ievades attēlam ar izmēriem px,y (x un y ir izšķirtspēja pikseļos), CK ir klastera smaguma centrs; šo attēlu pēc tam var segmentēt (klasterizēt) K klasteros, izmantojot K-means63. K-means klasterizācijas algoritma pēdējie soļi ir:
2. solis. Aprēķiniet visu pikseļu piederības pakāpi atbilstoši pašreizējam centroīdam. Piemēram, to aprēķina no Eiklīda attāluma d starp centru un katru pikseli:
3. darbība. Piešķiriet katram pikselim tuvāko centroīdu. Pēc tam pārrēķiniet K centroīda pozīcijas šādi:
4. darbība. Atkārtojiet procesu (vienādojumi (7) un (8)), līdz centroīdi konverģē. Galīgie klasteru kvalitātes rezultāti ir ļoti korelēti ar sākotnējo centroīdu optimālo izvēli63. Tērauda attēlu PEEM datu struktūrā X (x × y × λ) parasti ir 3D masīva datu kubs, savukārt x un y asis attēlo telpisko informāciju (pikseļu izšķirtspēju), un λ ass atbilst fotonu enerģijas spektrālajam režīmam. K-vidējo algoritms tika izmantots, lai izpētītu interesējošos reģionus X-PEEM datos, atdalot pikseļus (klasterus vai apakšblokus) atbilstoši to spektrālajām īpašībām un iegūstot labāko centroīdu (XAS spektra līkni) katram analītam (klasterim). To izmanto, lai pētītu telpisko sadalījumu, lokālās spektrālās izmaiņas, oksidēšanās uzvedību un ķīmisko stāvokli. Piemēram, K-vidējo klasterizācijas algoritms tika izmantots Fe L-malas un Cr L-malas reģioniem karstās apstrādes un aukstās velmēšanas X-PEEM. Lai atrastu labākos klasterus un centroīdus, tika pārbaudīts dažāds K-klasteru (mikrostrukturālu reģionu) skaits. Kad tiek parādīts grafiks, pikseļi tiek atkārtoti piešķirti pareizajiem klasteru centroīdiem. Katrs krāsu sadalījums atbilst klastera centram, parādot ķīmisko vai fizisko objektu telpisko izvietojumu. Iegūtie centroīdi ir tīru spektru lineāras kombinācijas.
Šī pētījuma rezultātus pamatojošie dati ir pieejami no attiecīgā WC autora pēc saprātīga pieprasījuma.
Sieurin, H. un Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. Sieurin, H. un Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. un Sandström, R. Metināta dupleksa nerūsējošā tērauda lūzuma izturība. 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. un Sandström, R. Metinātu dupleksa nerūsējošo tēraudu lūzuma izturība.projekts. fraktālis. kažokāda. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība izvēlētās organiskās skābēs un organisko skābju/hlorīdu vidē. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība izvēlētās organiskās skābēs un organisko skābju/hlorīdu vidē.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība vidē ar dažām organiskajām skābēm un organiskajām skābēm/hlorīdiem. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境丐的 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nerūsējošais tērauds在特定organic酸和Organic酸/chlorinated environment的耐而性性.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. un Van Der Merwe, J. Dupleksa nerūsējošā tērauda korozijas izturība vidē ar dažām organiskajām skābēm un organiskajām skābēm/hlorīdiem.pretkorozijas līdzeklis. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Fe-Al-Mn-C dupleksa sakausējumu koroziju oksidējošās īpašības. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. un Balikoev, A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi gāzes un naftas ieguves iekārtām. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. un Balikoev, A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi gāzes un naftas ieguves iekārtām.Ļevkovs L., Šurigins D., Dubs V., Kosirevs K., Balikoevs A. Jaunās paaudzes superdupleksa tēraudi naftas un gāzes ieguves iekārtām.Ļevkovs L., Šurigins D., Dubs V., Kosirevs K., Balikojevs A. Jaunas paaudzes superdupleksa tēraudi gāzes un naftas ieguves iekārtām. E3S vebinārs. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. un Uthaisangsuk, V. 2507. klases dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metall. Kingklang, S. un Uthaisangsuk, V. 2507. klases dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки Metall2507. Kingklang, S. un Uthaisangsuk, V. 2507. tipa dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. un Utaisansuk, V. 2507. tipa dupleksa nerūsējošā tērauda karstās deformācijas uzvedības pētījums. Metāls.alma mater. transs. A 48, 95–108 (2017).
Džou, T. u.c. Kontrolētas aukstās velmēšanas ietekme uz ar cēriju modificēta superdupleksa SAF 2507 nerūsējošā tērauda mikrostruktūru un mehāniskajām īpašībām. alma mater. the science. project. A 766, 138352 (2019).
Džou, T. u.c. Ar cēriju modificēta superdupleksa SAF 2507 nerūsējošā tērauda karstās deformācijas izraisīta struktūra un mehāniskās īpašības. J. Alma Mater. Storage Tank. Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. un Zheng, K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda oksidēšanās uzvedību augstā temperatūrā. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. un Zheng, K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda oksidēšanās uzvedību augstā temperatūrā.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. un Zheng K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tērauda uzvedību augstas temperatūras oksidācijas apstākļos. 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. un Zheng K. Retzemju elementu ietekme uz austenīta tēraudu uzvedību augstas temperatūras oksidācijas apstākļos.korozija. zinātne. 164, 108359 (2020).