Dziękujemy za odwiedzenie Nature.com.Wersja przeglądarki, której używasz, ma ograniczoną obsługę CSS.Aby uzyskać najlepsze wrażenia, zalecamy korzystanie ze zaktualizowanej przeglądarki (lub wyłączenie trybu zgodności w Internet Explorerze).W międzyczasie, aby zapewnić ciągłe wsparcie, będziemy renderować witrynę bez stylów i języka JavaScript.
Powszechnie stosowana stal nierdzewna oraz jej wersje kute są odporne na korozję w warunkach otoczenia dzięki warstwie pasywacyjnej składającej się z tlenku chromu.Korozja i erozja stali tradycyjnie wiąże się z niszczeniem tych warstw, ale rzadko na poziomie mikroskopowym, w zależności od pochodzenia niejednorodności powierzchni.W tej pracy chemiczna heterogeniczność powierzchni w nanoskali, wykryta za pomocą mikroskopii spektroskopowej i analizy chemometrycznej, nieoczekiwanie dominuje nad rozkładem i korozją walcowanej na zimno modyfikowanej cerem stali nierdzewnej super duplex 2507 (SDSS) podczas jej odkształcania na gorąco.druga strona.Chociaż rentgenowska mikroskopia fotoelektronowa wykazała stosunkowo równomierne pokrycie naturalnej warstwy Cr2O3, walcowane na zimno SDSS wykazało słabe wyniki pasywacji z powodu zlokalizowanego rozkładu bogatych w Fe3+ nanowysp na warstwie tlenku Fe/Cr.Ta wiedza na poziomie atomowym zapewnia dogłębne zrozumienie korozji stali nierdzewnej i ma pomóc w zwalczaniu korozji podobnych metali wysokostopowych.
Od czasu wynalezienia stali nierdzewnej odporność na korozję stopów żelazochromu przypisywano chromowi, który tworzy silny tlenek/wodorotlenek wykazujący właściwości pasywujące w większości środowisk.W porównaniu z konwencjonalnymi stalami nierdzewnymi (austenitycznymi i ferrytycznymi), stale nierdzewne super duplex (SDSS) o lepszej odporności na korozję mają lepsze właściwości mechaniczne1,2,3.Zwiększona wytrzymałość mechaniczna pozwala na lżejsze i bardziej kompaktowe konstrukcje.W przeciwieństwie do tego, ekonomiczny SDSS ma wysoką odporność na korozję wżerową i szczelinową, co skutkuje dłuższą żywotnością i szerszymi zastosowaniami w kontroli zanieczyszczeń, pojemnikach na chemikalia oraz przemyśle naftowym i gazowym na morzu4.Jednak wąski zakres temperatur obróbki cieplnej i słaba odkształcalność utrudniają jego szerokie praktyczne zastosowanie.Dlatego SDSS został zmodyfikowany w celu poprawy powyższych właściwości.Na przykład modyfikację Ce i duże dodatki N 6, 7, 8 wprowadzono w 2507 SDSS (Ce-2507).Odpowiednie stężenie 0,08% wag. pierwiastka ziem rzadkich (Ce) ma korzystny wpływ na właściwości mechaniczne DSS, ponieważ poprawia rozdrobnienie ziarna i wytrzymałość granic ziaren.Poprawiono również odporność na zużycie i korozję, wytrzymałość na rozciąganie i granicę plastyczności oraz podatność na obróbkę na gorąco9.Duże ilości azotu mogą zastąpić kosztowną zawartość niklu, czyniąc SDSS bardziej opłacalnym10.
Ostatnio SDSS został odkształcony plastycznie w różnych temperaturach (niskiej, zimnej i gorącej) w celu uzyskania doskonałych właściwości mechanicznych6,7,8.Jednak doskonała odporność korozyjna SDSS wynika z obecności cienkiej warstwy tlenku na powierzchni, na którą wpływa wiele czynników, takich jak obecność wielu faz o różnych granicach ziaren, niepożądane osady i różne reakcje.wewnętrzna niejednorodna mikrostruktura różnych faz austenitycznych i ferrytycznych ulega deformacji 7 .Dlatego badanie właściwości mikrodomeny takich filmów na poziomie struktury elektronowej ma kluczowe znaczenie dla zrozumienia korozji SDSS i wymaga złożonych technik eksperymentalnych.Jak dotąd metody powierzchniowoczułe, takie jak spektroskopia elektronów Augera11 i rentgenowska spektroskopia fotoelektronów12,13,14,15, a także system fotoelektronów z twardym promieniowaniem rentgenowskim rozróżniają stany chemiczne tego samego pierwiastka w różnych punktach w nanoskali, ale często nie potrafią tego rozdzielić.Kilka ostatnich badań powiązało lokalne utlenianie chromu z obserwowanym zachowaniem korozyjnym 17 austenitycznych stali nierdzewnych, 18 martenzytycznych stali nierdzewnych oraz SDSS 19, 20. Jednak badania te skupiały się głównie na wpływie heterogeniczności Cr (np. stopień utlenienia Cr3+) na odporność na korozję.Boczna heterogeniczność stopni utlenienia pierwiastków może być spowodowana różnymi związkami o tych samych pierwiastkach składowych, takich jak tlenki żelaza.Związki te dziedziczą po obróbce termomechanicznej małe rozmiary, ściśle przylegające do siebie, ale różniące się składem i stopniem utlenienia16,21.Dlatego ujawnienie zniszczenia warstw tlenków, a następnie wżerów, wymaga zrozumienia niejednorodności powierzchni na poziomie mikroskopowym.Pomimo tych wymagań wciąż brakuje ocen ilościowych, takich jak heterogeniczność bocznego utleniania, zwłaszcza żelaza w skali nano/atomowej, a ich znaczenie dla odporności na korozję pozostaje niezbadane.Do niedawna stan chemiczny różnych pierwiastków, takich jak Fe i Ca, był ilościowo opisywany na próbkach stali za pomocą miękkiej rentgenowskiej mikroskopii fotoelektronowej (X-PEEM) w nanoskalowych urządzeniach do promieniowania synchrotronowego.W połączeniu z chemicznie czułymi technikami rentgenowskiej spektroskopii absorpcyjnej (XAS), X-PEEM umożliwia pomiar XAS z wysoką rozdzielczością przestrzenną i widmową, dostarczając informacji chemicznych na temat składu pierwiastkowego i jego stanu chemicznego z rozdzielczością przestrzenną aż do skali nanometrowej 23 .Ta spektroskopowa obserwacja miejsca inicjacji pod mikroskopem ułatwia lokalne eksperymenty chemiczne i może przestrzennie wykazać niezbadane wcześniej zmiany chemiczne w warstwie Fe.
To badanie rozszerza zalety PEEM w wykrywaniu różnic chemicznych w nanoskali i przedstawia wnikliwą metodę analizy powierzchni na poziomie atomowym w celu zrozumienia zachowania korozyjnego Ce-2507.Wykorzystuje dane chemometryczne klastrów K-średnich24 do mapowania globalnego składu chemicznego (heterogeniczności) zaangażowanych pierwiastków, z ich stanami chemicznymi przedstawionymi w reprezentacji statystycznej.W przeciwieństwie do tradycyjnego przypadku korozji spowodowanej rozpadem warstwy tlenku chromu, obecna słaba pasywacja i słaba odporność na korozję są przypisywane zlokalizowanym bogatym w Fe3+ nanowyspom w pobliżu warstwy tlenku Fe/Cr, które mogą być wynikiem działania tlenków ochronnych.W miejscu przebicia tworzy się film powodujący korozję.
Korozyjne zachowanie zdeformowanego SDSS 2507 zostało najpierw ocenione za pomocą pomiarów elektrochemicznych.na ryc.Rycina 1 przedstawia krzywe Nyquista i Bodego dla wybranych próbek w kwaśnych (pH = 1) wodnych roztworach FeCl3 w temperaturze pokojowej.Wybrany elektrolit działa jak silny środek utleniający, charakteryzujący skłonność filmu pasywacyjnego do rozpadu.Chociaż materiał nie ulegał wżerom w stabilnej temperaturze pokojowej, analizy te dostarczyły wglądu w potencjalne zdarzenia awarii i procesy pokorozyjne.Równoważny obwód (ryc. 1d) został użyty do dopasowania widm elektrochemicznej spektroskopii impedancyjnej (EIS), a odpowiednie wyniki dopasowania przedstawiono w tabeli 1. Niekompletne półkola pojawiły się podczas testowania próbek poddanych obróbce roztworem i poddanych obróbce na gorąco, podczas gdy odpowiednie ściśnięte półkola były walcowane na zimno (ryc. 1b).W widmie EIS promień półkola można uznać za rezystancję polaryzacji (Rp)25,26.Rp traktowanego roztworem SDSS w tabeli 1 wynosi około 135 kΩ cm-2, jednak dla SDSS walcowanego na gorąco i walcowanego na zimno możemy zaobserwować znacznie niższe wartości odpowiednio 34,7 i 2,1 kΩ cm-2.Ten znaczny spadek Rp wskazuje na szkodliwy wpływ odkształcenia plastycznego na pasywację i odporność na korozję, jak pokazano w poprzednich raportach 27, 28, 29, 30.
a Nyquista, b, c Impedancja Bodego i diagramy fazowe oraz równoważny model obwodu dla d, gdzie RS to opór elektrolitu, Rp to opór polaryzacji, a QCPE to tlenek pierwiastka o stałej fazie użyty do modelowania nieidealnej pojemności (n).Pomiary EIS przeprowadzono przy potencjale jałowym.
Stałe pierwszego rzędu są pokazane na diagramie Bodego, a plateau wysokich częstotliwości reprezentuje rezystancję elektrolitu RS26.Gdy częstotliwość maleje, impedancja wzrasta i pojawia się ujemny kąt fazowy, co wskazuje na dominację pojemności.Kąt fazowy rośnie, zachowując swoją maksymalną wartość w stosunkowo szerokim zakresie częstotliwości, a następnie maleje (rys. 1c).Jednak we wszystkich trzech przypadkach ta maksymalna wartość jest nadal mniejsza niż 90°, co wskazuje na nieidealne zachowanie pojemności z powodu dyspersji pojemności.Zatem element stałej fazy QCPE (CPE) jest używany do reprezentowania rozkładu pojemności międzyfazowej pochodzącego z chropowatości lub niejednorodności powierzchni, zwłaszcza pod względem skali atomowej, geometrii fraktalnej, porowatości elektrody, niejednorodnego potencjału i rozkładu prądu zależnego od powierzchni.Geometria elektrody31,32.Impedancja CPE:
gdzie j to liczba urojona, a ω to częstotliwość kątowa.QCPE to stała niezależna od częstotliwości, proporcjonalna do aktywnego obszaru otwartego elektrolitu.n to bezwymiarowa liczba mocy, która opisuje odchylenie od idealnego zachowania pojemnościowego kondensatora, tj. im n jest bliższe 1, tym CPE jest bliższe czystej pojemności, a jeśli n jest bliskie zeru, jest to rezystancja.Niewielkie odchylenie n, bliskie 1, wskazuje na nieidealne zachowanie pojemnościowe powierzchni po teście polaryzacji.QCPE walcowanej na zimno SDSS jest znacznie wyższa niż podobnych produktów, co oznacza, że ​​jakość powierzchni jest mniej jednolita.
Zgodnie z większością właściwości odporności na korozję stali nierdzewnych, stosunkowo wysoka zawartość Cr w SDSS generalnie skutkuje lepszą odpornością na korozję SDSS dzięki obecności pasywnej ochronnej warstwy tlenku na powierzchni17.Ta warstwa pasywacyjna jest zwykle bogata w tlenki i/lub wodorotlenki Cr3+, głównie zawierające tlenki i/lub (oksy)wodorotlenki Fe2+, Fe3+ 33 .Pomimo tej samej jednorodności powierzchni, pasywującej warstwy tlenku i braku widocznych pęknięć na powierzchni, co określono za pomocą obrazów mikroskopowych,6,7 zachowanie korozyjne stali SDSS walcowanej na gorąco i walcowanej na zimno jest różne i dlatego wymaga dogłębnych badań mikrostruktury odkształcenia i właściwości strukturalnych stali.
Mikrostrukturę zdeformowanej stali nierdzewnej badano ilościowo za pomocą wewnętrznego i synchrotronowego wysokoenergetycznego promieniowania rentgenowskiego (rysunki uzupełniające 1, 2).Szczegółowa analiza znajduje się w informacjach uzupełniających.Chociaż w większości odpowiada to rodzajowi fazy głównej, stwierdzono różnice we frakcjach objętościowych faz, które są wymienione w tabeli uzupełniającej 1. Różnica może wynikać z heterogenicznej frakcji faz na powierzchni i frakcji objętościowej (XRD) podlegające różnej głębokości wykrywania przy użyciu dyfrakcji rentgenowskiej z różnymi źródłami energii padających fotonów.Stosunkowo wyższy udział austenitu w próbkach walcowanych na zimno, wyznaczony metodą XRD ze źródła laboratoryjnego, wskazuje na lepszą pasywację, a co za tym idzie lepszą odporność korozyjną35, podczas gdy dokładniejsze i statystyczne wyniki wskazują na przeciwne tendencje w proporcjach fazowych.Ponadto odporność korozyjna stali zależy również od stopnia rozdrobnienia ziarna, zmniejszenia wielkości ziarna, wzrostu mikrodeformacji oraz gęstości dyslokacji, które występują podczas obróbki termomechanicznej36,37,38.Próbki poddane obróbce na gorąco wykazują bardziej ziarnisty charakter, co wskazuje na ziarna wielkości mikronów, podczas gdy gładkie pierścienie obserwowane w próbkach walcowanych na zimno (rys. Uzupełniająca 3) wskazują na znaczne rozdrobnienie ziarna do nanoskali w poprzedniej pracy6, co powinno przyczynić się do pasywacji folii.powstawanie i wzrost odporności na korozję.Większa gęstość dyslokacji jest zwykle związana z niższą odpornością na wżery, co dobrze zgadza się z pomiarami elektrochemicznymi.
Zmiany stanów chemicznych mikrodomen pierwiastków elementarnych były systematycznie badane za pomocą X-PEEM.Pomimo obfitości pierwiastków stopowych wybrano tutaj Cr, Fe, Ni i Ce39, ponieważ Cr jest kluczowym pierwiastkiem do tworzenia warstwy pasywacyjnej, Fe jest głównym pierwiastkiem w stali, a Ni wzmacnia pasywację i równoważy strukturę fazy ferrytowo-austenitycznej oraz cel modyfikacji Ce.Dostosowując energię promieniowania synchrotronowego, RAS został pokryty z powierzchni głównymi cechami Cr (krawędź L2.3), Fe (krawędź L2.3), Ni (krawędź L2.3) i Ce (krawędź M4.5).kształtowanie na gorąco i walcowanie na zimno Ce-2507 SDSS.Odpowiednią analizę danych przeprowadzono przez włączenie kalibracji energii do opublikowanych danych (np. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 krawędzie).
na ryc.Rysunek 2 przedstawia obrazy X-PEEM obrobionych na gorąco (ryc. 2a) i walcowanych na zimno (ryc. 2d) Ce-2507 SDSS i odpowiednich krawędzi XAS Cr i Fe L2,3 w indywidualnie oznaczonych miejscach.Krawędź L2,3 XAS bada niezajęte stany 3d po fotowzbudzeniu elektronów na poziomach podziału spin-orbita 2p3/2 (krawędź L3) i 2p1/2 (krawędź L2).Informacje o stanie walencyjnym Cr uzyskano z XAS na krawędzi L2,3 na ryc. 2b, e.Porównanie z sędziami.42,43 wykazały, że w pobliżu krawędzi L3 zaobserwowano cztery piki, nazwane A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV), odzwierciedlające oktaedryczny Cr3+, odpowiadający jonowi Cr2O3.Widma eksperymentalne zgadzają się z obliczeniami teoretycznymi pokazanymi na panelach b i e, uzyskanymi z wielokrotnych obliczeń pola krystalicznego na granicy faz Cr L2.3 przy użyciu pola krystalicznego 2, 0 eV44.Obie powierzchnie walcowanego na gorąco i walcowanego na zimno SDSS są pokryte względnie jednolitą warstwą Cr2O3.
obraz termiczny X-PEEM odkształconej termicznie SDSS odpowiadającej krawędzi b Cr L2.3 i c krawędzi Fe L2.3, d obraz termiczny X-PEEM SDSS walcowanej na zimno odpowiadającej krawędzi e Cr L2.3 i krawędzi f Fe L2.3 (f).Widma XAS są wykreślane w różnych pozycjach przestrzennych zaznaczonych na obrazach termicznych (a, d), pomarańczowe kropkowane linie w (b) i (e) reprezentują symulowane widma XAS Cr3+ o wartości pola krystalicznego 2, 0 eV.W przypadku obrazów X-PEEM użyj palety termicznej, aby poprawić czytelność obrazu, w której kolory od niebieskiego do czerwonego są proporcjonalne do intensywności absorpcji promieniowania rentgenowskiego (od niskiej do wysokiej).
Niezależnie od środowiska chemicznego tych pierwiastków metalicznych stan chemiczny dodatków stopowych Ni i Ce dla obu próbek pozostał niezmieniony.Dodatkowy rysunek.Ryciny 5-9 przedstawiają obrazy X-PEEM i odpowiadające im widma XAS dla Ni i Ce w różnych pozycjach na powierzchni próbek walcowanych na gorąco i walcowanych na zimno.Ni XAS pokazuje stopnie utlenienia Ni2 + na całej zmierzonej powierzchni próbek walcowanych na gorąco i walcowanych na zimno (dyskusja uzupełniająca).Należy zauważyć, że w przypadku próbek obrabianych na gorąco nie obserwowano sygnału XAS Ce, natomiast w przypadku próbek walcowanych na zimno obserwowano widmo Ce3+.Obserwacja plamek Ce w próbkach walcowanych na zimno wykazała, że ​​Ce występuje głównie w postaci osadów.
W odkształconym termicznie SDSS nie zaobserwowano żadnej lokalnej zmiany strukturalnej w XAS na krawędzi Fe L2, 3 (ryc. 2c).Jednak matryca Fe mikroregionalnie zmienia swój stan chemiczny w siedmiu losowo wybranych punktach SDSS walcowanej na zimno, jak pokazano na ryc. 2f.Ponadto, aby uzyskać dokładne wyobrażenie o zmianach stanu Fe w wybranych lokalizacjach na ryc. 2f, przeprowadzono lokalne badania powierzchni (ryc. 3 i ryc. Uzupełniająca 10), w których wybrano mniejsze okrągłe obszary.Widma XAS krawędzi Fe L2,3 układów α-Fe2O3 i oktaedrycznych tlenków Fe2+ modelowano za pomocą obliczeń wielu pól krystalicznych przy użyciu pól krystalicznych 1,0 (Fe2+) i 1,0 (Fe3+)44. Zauważmy, że α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 mają różne lokalne symetrie45,46, Fe3O4 ma kombinację zarówno Fe2+, jak i Fe3+,47, a FeO45 jako formalnie dwuwartościowy tlenek Fe2+ (3d6). Zauważamy, że α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 mają różne lokalne symetrie45,46, Fe3O4 ma kombinację zarówno Fe2+, jak i Fe3+,47, a FeO45 jako formalnie dwuwartościowy tlenek Fe2+ (3d6).Należy zauważyć, że α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 mają różne lokalne symetrie45,46, Fe3O4 łączy zarówno Fe2+, jak i Fe3+,47 i FeO45 w formie formalnie dwuwartościowego tlenku Fe2+ (3d6).Należy zauważyć, że α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 mają różne lokalne symetrie45,46, Fe3O4 ma kombinację Fe2+ i Fe3+,47, a FeO45 działa jako formalny dwuwartościowy tlenek Fe2+ (3d6).Wszystkie jony Fe3+ w α-Fe2O3 mają tylko pozycje Oh, podczas gdy γ-Fe2O3 jest zwykle reprezentowane przez Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]np. spinel O4 z wakacjami np. w pozycjach.Dlatego jony Fe3+ w γ-Fe2O3 mają zarówno pozycje Td, jak i Oh.Jak wspomniano w poprzednim artykule45, chociaż stosunek intensywności tych dwóch jest różny, ich stosunek intensywności np./t2g wynosi ≈1, podczas gdy w tym przypadku obserwowany stosunek intensywności eg/t2g wynosi około 1. To wyklucza możliwość, że w obecnej sytuacji obecny jest tylko Fe3+.Biorąc pod uwagę przypadek Fe3O4 zarówno z Fe2+, jak i Fe3+, pierwsza cecha, o której wiadomo, że ma słabszą (silniejszą) krawędź L3 dla Fe, wskazuje na mniejszą (większą) liczbę niezajętych stanów t2g.Dotyczy to Fe2+ (Fe3+), z czego wynika, że ​​pierwsza cecha wzrostu wskazuje na wzrost zawartości Fe2+47.Wyniki te pokazują, że współistnienie Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/lub Fe3O4 dominuje na walcowanej na zimno powierzchni kompozytów.
Powiększone obrazy termowizyjne fotoelektronów widm XAS ( a, c ) i ( b , d ) przecinające krawędź Fe L2, 3 w różnych pozycjach przestrzennych w wybranych obszarach 2 i E na ryc.2d.
Uzyskane dane eksperymentalne (ryc. 4a i ryc. Uzupełniająca 11) są wykreślane i porównywane z danymi dla czystych związków 40, 41, 48. Trzy różne typy obserwowanych eksperymentalnie widm XAS Fe L-edge (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: ryc. 4a).W szczególności widmo 2-a (oznaczone jako XAS-1) na ryc. 3b, a następnie widmo 2-b (oznaczone XAS-2) obserwowano na całym obszarze wykrywania, podczas gdy widma takie jak E-3 obserwowano na ryc. 3d (oznaczone jako XAS-3) obserwowano w określonych miejscach.Z reguły do ​​identyfikacji istniejących stanów walencyjnych w badanej próbce używano czterech parametrów: (1) charakterystyki widmowe L3 i L2, (2) pozycje energetyczne charakterystyk L3 i L2, (3) różnica energii L3-L2., (4) Stosunek intensywności L2/L3.Zgodnie z obserwacjami wizualnymi (ryc. 4a) wszystkie trzy składniki Fe, a mianowicie Fe0, Fe2+ i Fe3+, są obecne na badanej powierzchni SDSS.Obliczony stosunek intensywności L2/L3 również wskazywał na obecność wszystkich trzech składników.
a Symulowane widma XAS Fe z zaobserwowanymi trzema różnymi danymi eksperymentalnymi (linie ciągłe XAS-1, XAS-2 i XAS-3 odpowiadają 2-a, 2-b i E-3 na ryc. 2 i 3) Porównanie, ośmiościany Fe2+, Fe3+ z wartościami pola krystalicznego odpowiednio 1,0 eV i 1,5 eV, dane eksperymentalne zmierzone za pomocą bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i odpowiadające im zoptymalizowane Dane LCF (ciągła czarna linia), a także w postaci widm XAS-3 z wzorcami Fe3O4 (stan mieszany Fe) i Fe2O3 (czysty Fe3+).
Do ilościowego określenia składu tlenku żelaza zastosowano dopasowanie liniowe (LCF) trzech wzorców 40, 41, 48.LCF został zaimplementowany dla trzech wybranych widm XAS Fe L-edge wykazujących najwyższy kontrast, a mianowicie XAS-1, XAS-2 i XAS-3, jak pokazano na ryc. 4b – d.W przypadku łączników LCF we wszystkich przypadkach uwzględniono 10% Fe0 ze względu na fakt, że we wszystkich danych zaobserwowaliśmy niewielką półkę, a także ze względu na fakt, że metaliczne żelazo jest głównym składnikiem stali. Rzeczywiście, głębokość próbkowania X-PEEM dla Fe (~ 6 nm)49 jest większa niż szacowana grubość warstwy utlenionej (nieco > 4 nm), umożliwiając wykrycie sygnału z matrycy żelaza (FeO) pod warstwą pasywacji. Rzeczywiście, głębokość próbkowania X-PEEM dla Fe (~ 6 nm)49 jest większa niż szacowana grubość warstwy utlenionej (nieco > 4 nm), umożliwiając wykrycie sygnału z matrycy żelaza (FeO) pod warstwą pasywacji. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления (nie го > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Rzeczywiście, głębokość sondy X-PEEM dla Fe (~6 nm)49 jest większa niż zakładana grubość warstwy utlenionej (nieco >4 nm), co umożliwia wykrycie sygnału z osnowy żelaza (Fe0) pod warstwą pasywacji.事实上，X-PEEM lub Fe（~6 nm）49层下方的铁基体（Fe0）的信号。， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 nm) 允许 检测 来自钝化层 下方 铁基体 (fe0) 的. 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. W rzeczywistości głębokość wykrywania Fe (~6 nm) 49 przez X-PEEM jest większa niż oczekiwana grubość warstwy tlenku (nieco > 4 nm), co pozwala na wykrycie sygnału z osnowy żelaza (FeO) poniżej warstwy pasywacyjnej. .Przeprowadzono różne kombinacje Fe2+ i Fe3+, aby znaleźć najlepsze możliwe rozwiązanie dla obserwowanych danych eksperymentalnych.na ryc.4b przedstawia widmo XAS-1 dla kombinacji Fe2+ i Fe3+, gdzie proporcje Fe2+ i Fe3+ były zbliżone o około 45%, co wskazuje na mieszane stopnie utlenienia Fe.Natomiast dla widma XAS-2 procent Fe2+ i Fe3+ wynosi odpowiednio ~30% i 60%.Fe2+ ​​jest mniejsze niż Fe3+.Stosunek Fe2+ do Fe3 równy 1:2 oznacza, że ​​Fe3O4 może powstawać w takim samym stosunku między jonami Fe.Dodatkowo dla widma XAS-3 procent Fe2+ i Fe3+ wynosi ~10% i 80%, co wskazuje na wyższą konwersję Fe2+ do Fe3+.Jak wspomniano powyżej, Fe3+ może pochodzić z α-Fe2O3, γ-Fe2O3 lub Fe3O4.Aby zrozumieć najbardziej prawdopodobne źródło Fe3+, widmo XAS-3 zostało wykreślone z różnymi standardami Fe3+ na rycinie 4e, pokazując podobieństwo do obu standardów przy uwzględnieniu piku B.Jednak intensywność pików ramion (A: z Fe2+) i stosunek intensywności B/A wskazują, że widmo XAS-3 jest bliskie, ale nie pokrywa się z widmem γ-Fe2O3.W porównaniu z luzem γ-Fe2O3, pik XAS Fe 2p A SDSS ma nieco wyższą intensywność (ryc. 4e), co wskazuje na wyższą intensywność Fe2 +.Chociaż widmo XAS-3 jest podobne do widma γ-Fe2O3, gdzie Fe3+ występuje w pozycjach Oh i Td, problemem pozostaje identyfikacja różnych stanów walencyjnych i koordynacja tylko wzdłuż krawędzi L2,3 lub stosunku intensywności L2/L3.temat toczącej się dyskusji ze względu na złożoność różnych czynników wpływających na ostateczne widmo41.
Oprócz opisanych powyżej różnic widmowych w stanie chemicznym wybranych regionów będących przedmiotem zainteresowania, oceniono również globalną heterogeniczność chemiczną kluczowych pierwiastków Cr i Fe, klasyfikując wszystkie widma XAS uzyskane na powierzchni próbki za pomocą metody grupowania K-średnich..Profile krawędzi Cr L są ustawione tak, aby tworzyły dwa optymalne skupiska rozmieszczone przestrzennie w próbkach walcowanych na gorąco i walcowanych na zimno pokazanych na ryc.5. Oczywiste jest, że żadne lokalne zmiany strukturalne nie są postrzegane jako podobne, ponieważ dwa centroidy widm XAS Cr są porównywalne.Te widmowe kształty dwóch klastrów są prawie identyczne z kształtami odpowiadającymi Cr2O342, co oznacza, że ​​warstwy Cr2O3 są stosunkowo równomiernie rozmieszczone na SDSS.
Cr L K oznacza klastry regionów brzegowych, a b to odpowiadające im centroidy XAS.Wyniki porównania K-średnich X-PEEM walcowanych na zimno SDSS: c Region krawędzi Cr L2.3 klastrów K-średnich i d odpowiadające centroidy XAS.
Aby zilustrować bardziej złożone mapy krawędzi FeL, zastosowano cztery i pięć zoptymalizowanych klastrów i powiązanych z nimi centroidów (profili widmowych) odpowiednio dla próbek obrabianych na gorąco i walcowanych na zimno.Dlatego procent (%) Fe2+ i Fe3+ można uzyskać dopasowując LCF pokazany na rys.4.Potencjał pseudoelektrody Epseudo w funkcji Fe0 wykorzystano do ujawnienia mikrochemicznej niejednorodności warstwy tlenków powierzchniowych.Epseudo jest z grubsza szacowane na podstawie reguły mieszania,
gdzie \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) równa się \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), odpowiednio 0,440 i 0,036 V.Regiony o niższym potencjale mają wyższą zawartość związku Fe3+.Rozkład potencjału w próbkach odkształconych termicznie ma charakter warstwowy z maksymalną zmianą około 0,119 V (rys. 6a, b).Ten rozkład potencjału jest ściśle związany z topografią powierzchni (ryc. 6a).Nie zaobserwowano żadnych innych zmian zależnych od położenia w leżącym poniżej wnętrzu laminarnym (ryc. 6b).Natomiast dla połączenia różnych tlenków o różnej zawartości Fe2+ i Fe3+ w walcowanej na zimno SDSS można zaobserwować niejednorodny charakter pseudopotencjału (rys. 6c, d).Tlenki i/lub (oksy)wodorotlenki Fe3+ są głównymi składnikami rdzy stali i są przepuszczalne dla tlenu i wody50.W tym przypadku wyspy bogate w Fe3+ uważa się za rozmieszczone lokalnie i można je uznać za obszary skorodowane.Jednocześnie gradient pola potencjału, a nie wartość bezwzględna potencjału, może służyć jako wskaźnik lokalizacji aktywnych ognisk korozji.To nierówne rozmieszczenie Fe2+ i Fe3+ na powierzchni walcowanej na zimno SDSS może zmienić lokalną chemię i zapewnić bardziej praktyczną powierzchnię aktywną w rozpadzie warstwy tlenku i reakcjach korozyjnych, umożliwiając w ten sposób ciągłą korozję leżącej pod spodem metalowej osnowy, co skutkuje korozją wewnętrzną.niejednorodność właściwości i spadek właściwości ochronnych warstwy pasywacyjnej.
K-średnie klastry i odpowiadające im centroidy XAS w obszarze krawędzi Fe L2.3 zdeformowanego na gorąco X-PEEM ac i df walcowanego na zimno SDSS.a, d K-średnie wykresy klastrów nałożone na obrazy X-PEEM.Obliczony potencjał pseudoelektrody (Epseudo) jest wymieniony wraz z wykresem skupień K-średnich.Jasność obrazu X-PEEM, podobnie jak kolor na ryc. 2, jest proporcjonalna do intensywności absorpcji promieniowania rentgenowskiego.
Względnie jednorodny Cr, ale inny stan chemiczny Fe prowadzi do różnych uszkodzeń warstwy tlenkowej i wzorów korozji w walcowanym na gorąco i walcowanym na zimno Ce-2507.Ta właściwość walcowanego na zimno Ce-2507 została dobrze zbadana.Jeśli chodzi o powstawanie tlenków i wodorotlenków Fe w otaczającym powietrzu w tej prawie neutralnej pracy, reakcje są następujące:
Powyższe reakcje występują w następujących scenariuszach opartych na analizie X-PEEM.Małe ramię odpowiadające Fe0 jest związane z leżącym poniżej metalicznym żelazem.W wyniku reakcji metalicznego Fe z otoczeniem powstaje warstwa Fe(OH)2 (równanie (5)), która wzmacnia sygnał Fe2+ w Fe2+ na krawędzi L XAS.Długotrwałe narażenie na działanie powietrza może powodować powstawanie tlenków Fe3O4 i/lub Fe2O3 po Fe(OH)252,53.W warstwie ochronnej bogatej w Cr3+ mogą również tworzyć się dwie stabilne formy Fe, Fe3O4 i Fe2O3, z których Fe3O4 preferuje jednolitą i lepką strukturę.Obecność obu skutkuje mieszanymi stopniami utlenienia (widmo XAS-1).Widmo XAS-2 odpowiada głównie Fe3O4.Natomiast obserwacja widm XAS-3 w kilku miejscach wskazywała na całkowitą konwersję do γ-Fe2O3.Ponieważ głębokość penetracji rozłożonych promieni rentgenowskich wynosi około 50 nm, sygnał z dolnej warstwy skutkuje większą intensywnością piku A.
Widmo XPA pokazuje, że składnik Fe w warstwie tlenku ma strukturę warstwową połączoną z warstwą tlenku Cr.W przeciwieństwie do śladów pasywacji na skutek miejscowej niejednorodności Cr2O3 podczas korozji, pomimo jednolitej warstwy Cr2O3 w tej pracy, obserwuje się w tym przypadku niską odporność korozyjną, zwłaszcza próbek walcowanych na zimno.Zaobserwowane zachowanie można rozumieć jako niejednorodność stopnia utlenienia chemicznego w górnej warstwie (Fe), co wpływa na działanie korozyjne.Ze względu na taką samą stechiometrię warstwy górnej (tlenku żelaza) i warstwy dolnej (tlenku chromu)52,53 lepsze oddziaływanie (adhezja) między nimi prowadzi do powolnego transportu jonów metali lub tlenu w sieci, co z kolei prowadzi do zwiększenia odporności na korozję.Dlatego ciągły stosunek stechiometryczny, tj. jeden stopień utlenienia Fe, jest lepszy od nagłych zmian stechiometrycznych.Odkształcany termicznie SDSS ma bardziej jednolitą powierzchnię, gęstszą warstwę ochronną i lepszą odporność na korozję.Natomiast dla SDSS walcowanych na zimno obecność bogatych w Fe3+ wysp pod warstwą ochronną narusza integralność powierzchni i powoduje korozję galwaniczną z pobliskim podłożem, co prowadzi do gwałtownego spadku Rp (Tabela 1).Widmo EIS i jego odporność na korozję są zmniejszone.Można zauważyć, że lokalne rozmieszczenie wysp bogatych w Fe3+ w wyniku odkształceń plastycznych wpływa głównie na odporność korozyjną, co jest przełomem w tej pracy.Dlatego w niniejszej pracy przedstawiono spektroskopowe obrazy mikroskopowe zmniejszenia odporności korozyjnej próbek SDSS badanych metodą odkształcenia plastycznego.
Ponadto, chociaż stopowanie z pierwiastkami ziem rzadkich w stalach dwufazowych wykazuje lepszą wydajność, interakcja tego dodatkowego pierwiastka z pojedynczą stalową osnową pod względem zachowania korozyjnego zgodnie z danymi z mikroskopii spektroskopowej pozostaje nieuchwytna.Pojawienie się sygnałów Ce (przez krawędzie M XAS) pojawia się tylko w kilku miejscach podczas walcowania na zimno, ale znika podczas odkształcania na gorąco SDSS, co wskazuje raczej na lokalne wytrącanie się Ce w osnowie stali niż na jednorodne tworzenie stopu.Chociaż nie poprawia znacząco właściwości mechanicznych SDSS6,7, obecność pierwiastków ziem rzadkich zmniejsza rozmiar inkluzji i uważa się, że hamuje powstawanie wżerów w początkowym obszarze54.
Podsumowując, praca ta ujawnia wpływ niejednorodności powierzchni na korozję 2507 SDSS modyfikowanego cerem poprzez ilościowe określenie zawartości chemicznej składników w nanoskali.Odpowiadamy na pytanie, dlaczego stal nierdzewna koroduje nawet pod ochronną warstwą tlenku, określając ilościowo jej mikrostrukturę, chemię powierzchni i przetwarzanie sygnału za pomocą grupowania K-średnich.Stwierdzono, że wysepki bogate w Fe3+, w tym ich oktaedryczna i czworościenna koordynacja wzdłuż całej cechy mieszanej Fe2+/Fe3+, są źródłem uszkodzeń i korozji walcowanej na zimno warstwy tlenkowej SDSS.Nanowyspy zdominowane przez Fe3+ prowadzą do słabej odporności na korozję, nawet w obecności wystarczającej stechiometrycznej warstwy pasywującej Cr2O3.Oprócz postępów metodologicznych w określaniu wpływu heterogeniczności chemicznej w nanoskali na korozję, oczekuje się, że trwające prace zainspirują procesy inżynieryjne do poprawy odporności na korozję stali nierdzewnych podczas produkcji stali.
Aby przygotować wlewek Ce-2507 SDSS użyty w tym badaniu, zmieszaną kompozycję zawierającą stop główny Fe-Ce uszczelnioną rurą z czystego żelaza stopiono w 150 kg piecu indukcyjnym średniej częstotliwości w celu wytworzenia stopionej stali i wlano do formy.Zmierzone składy chemiczne (% wag.) wymieniono w tabeli uzupełniającej 2. Wlewki są najpierw kute na gorąco w bloki.Następnie wyżarzano ją w temperaturze 1050°C przez 60 min do uzyskania stali w stanie stałego roztworu, a następnie hartowano w wodzie do temperatury pokojowej.Badane próbki zostały szczegółowo zbadane za pomocą TEM i DOE w celu zbadania faz, wielkości ziarna i morfologii.Bardziej szczegółowe informacje na temat próbek i procesu produkcyjnego można znaleźć w innych źródłach6,7.
Próbki cylindryczne (φ10 mm×15 mm) do ściskania na gorąco poddano obróbce w taki sposób, aby oś cylindra była równoległa do kierunku odkształcenia bloku.Prasowanie wysokotemperaturowe prowadzono w różnych temperaturach w zakresie 1000-1150°C przy użyciu symulatora termicznego Gleeble-3800 przy stałej prędkości odkształcania w zakresie 0,01-10 s-1.Przed odkształceniem próbki ogrzewano z szybkością 10°C s-1 przez 2 min w wybranej temperaturze w celu wyeliminowania gradientu temperatury.Po osiągnięciu jednorodności temperatury próbkę odkształcano do rzeczywistej wartości odkształcenia 0,7.Po odkształceniu próbki natychmiast schładzano wodą, aby zachować zdeformowaną strukturę.Utwardzona próbka jest następnie cięta równolegle do kierunku ściskania.Do tego konkretnego badania wybraliśmy próbkę w stanie odkształcenia na gorąco 1050°C, 10 s-1, ponieważ obserwowana mikrotwardość była wyższa niż w przypadku innych próbek7.
Masywne (80 × 10 × 17 mm3) próbki roztworu stałego Ce-2507 zastosowano w trójfazowym asynchronicznym młynie dwuwalcowym LG-300 o najlepszych właściwościach mechanicznych spośród wszystkich pozostałych stopni odkształcenia6.Szybkość odkształcenia i zmniejszenie grubości dla każdej ścieżki wynoszą odpowiednio 0,2 m·s-1 i 5%.
Elektrochemiczną stację roboczą Autolab PGSTAT128N zastosowano do pomiarów elektrochemicznych SDSS po walcowaniu na zimno do 90% redukcji grubości (1,0 równoważne odkształcenie rzeczywiste) i po prasowaniu na gorąco w 1050°C przez 10 s-1 do odkształcenia rzeczywistego 0,7.Stanowisko wyposażone jest w ogniwo trójelektrodowe z nasyconą elektrodą kalomelową jako elektrodą odniesienia, przeciwelektrodą grafitową oraz próbką SDSS jako elektrodą roboczą.Próbki pocięto na cylindry o średnicy 11,3 mm, do których boków przylutowano druty miedziane.Próbki następnie utrwalono żywicą epoksydową, pozostawiając jako elektrodę roboczą otwartą powierzchnię 1 cm2 (dolna strona cylindrycznej próbki).Zachowaj ostrożność podczas utwardzania żywicy epoksydowej, a następnie szlifowania i polerowania, aby uniknąć pęknięć.Powierzchnie robocze szlifowano i polerowano diamentową zawiesiną polerską o wielkości cząstek 1 μm, przemywano wodą destylowaną i etanolem oraz suszono na zimnym powietrzu.Przed pomiarami elektrochemicznymi wypolerowane próbki wystawiano na działanie powietrza przez kilka dni, aby utworzyć naturalną warstwę tlenku.Wodny roztwór FeCl3 (6,0% mas.), stabilizowany do pH = 1,0 ± 0,01 za pomocą HCl zgodnie z zaleceniami ASTM, służy do przyspieszania korozji stali nierdzewnej55, ponieważ działa korodująco w obecności jonów chlorkowych o silnych właściwościach utleniających i niskim pH Normy środowiskowe G48 i A923.Przed wykonaniem jakichkolwiek pomiarów zanurz próbkę w roztworze testowym na 1 godzinę, aby osiągnąć stan zbliżony do ustalonego.W przypadku próbek w roztworze stałym, formowanych na gorąco i walcowanych na zimno pomiary impedancji przeprowadzono przy potencjałach obwodu otwartego (OPC) odpowiednio 0,39, 0,33 i 0,25 V, w zakresie częstotliwości od 1 105 do 0,1 Hz przy amplitudzie 5 mV.Wszystkie testy chemiczne powtórzono co najmniej 3 razy w tych samych warunkach, aby zapewnić powtarzalność danych.
W przypadku pomiarów HE-SXRD zmierzono prostokątne stalowe bloki duplex o wymiarach 1 × 1 × 1,5 mm3 w celu ilościowego określenia składu fazowego wiązki wysokoenergetycznego wigglera Brockhouse w CLS w Kanadzie56.Zbieranie danych prowadzono w geometrii Debye'a-Scherrera lub geometrii transmisyjnej w temperaturze pokojowej.Długość fali promieniowania rentgenowskiego skalibrowana za pomocą kalibratora LaB6 wynosi 0,212561 Å, co odpowiada 58 keV, czyli znacznie więcej niż Cu Kα (8 keV) powszechnie stosowanej jako laboratoryjne źródło promieniowania rentgenowskiego.Próbka znajdowała się w odległości 740 mm od detektora.Objętość wykrywania każdej próbki wynosi 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, co jest określone przez rozmiar wiązki i grubość próbki.Wszystkie dane zebrano przy użyciu detektora powierzchni Perkin Elmer, płaskiego detektora promieniowania rentgenowskiego, pikseli 200 urn, 40 x 40 cm2, stosując czas ekspozycji 0,3 s i 120 klatek.
Pomiary X-PEEM dwóch wybranych układów modelowych przeprowadzono na stacji końcowej Beamline MAXPEEM PEEM w laboratorium MAX IV (Lund, Szwecja).Próbki przygotowano w taki sam sposób jak do pomiarów elektrochemicznych.Przygotowane próbki trzymano w powietrzu przez kilka dni i odgazowano w komorze ultrawysokiej próżni przed napromieniowaniem fotonami synchrotronowymi.Rozdzielczość energetyczną linii wiązki uzyskano mierząc widmo wydajności jonowej w obszarze wzbudzenia od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) w pobliżu hv = 401 eV w N2 z zależnością energii fotonu od E3/2 , 57. Widma aproksymacyjne dały ΔE (szerokość linii widmowej) około 0,3 eV w zmierzonym zakresie energii. W związku z tym rozdzielczość energii linii wiązki oszacowano na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i strumień ≈1012 ph/s, wykorzystując zmodyfikowany monochromator SX-700 z siatką Si 1200-line mm-1 dla krawędzi Fe 2p L2,3, krawędzi Cr 2p L2,3, krawędzi Ni 2p L2,3 i krawędzi Ce M4,5. W związku z tym rozdzielczość energii linii wiązki oszacowano na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i strumień ≈1012 ph/s, wykorzystując zmodyfikowany monochromator SX-700 z siatką Si 1200-line mm-1 dla krawędzi Fe 2p L2.3, krawędzi Cr 2p L2.3, krawędzi Ni 2p L2.3 i krawędzi Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/mm для Fe кромка 2p L2 ,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 i кромка Ce M4,5. Zatem rozdzielczość energetyczną kanału wiązki oszacowano na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i strumień ≈1012 f/s przy użyciu zmodyfikowanego monochromatora SX-700 z siatką Si 1200 linii/mm dla krawędzi Fe 2p L2,3, krawędzi Cr 2p L2.3, krawędzi Ni 2p L2.3 i krawędzi Ce M4.5.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，通过使用带有Si 1200 µmm- 1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和Ce M4,5 边缘。因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 使用 带有 带有 1200线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M 4,5 dolara.Tak więc przy użyciu zmodyfikowanego monochromatora SX-700 z siatką Si 1200 linii.3, krawędź Cr 2p L2.3, krawędź Ni 2p L2.3 i krawędź Ce M4.5.Skanuj energię fotonu w krokach co 0,2 eV.Przy każdej energii rejestrowano obrazy PEEM przy użyciu detektora TVIPS F-216 CMOS ze sprzężeniem światłowodowym z 2 x 2 pojemnikami, który zapewnia rozdzielczość 1024 x 1024 pikseli w polu widzenia 20 µm.Czas naświetlania obrazów wynosił 0,2 s, średnio 16 klatek.Energia obrazu fotoelektronów dobierana jest w taki sposób, aby zapewnić maksymalny sygnał elektronów wtórnych.Wszystkie pomiary przeprowadzono przy normalnym padaniu, stosując liniowo spolaryzowaną wiązkę fotonów.Więcej informacji na temat pomiarów można znaleźć w poprzednim badaniu.Po przestudiowaniu trybu detekcji całkowitej wydajności elektronowej (TEY) i jego zastosowaniu w X-PEEM49, głębokość próby tej metody szacuje się na około 4-5 nm dla sygnału Cr i około 6 nm dla Fe.Głębokość Cr jest bardzo zbliżona do grubości warstwy tlenku (~4 nm)60,61, podczas gdy głębokość Fe jest większa niż grubość.XRD zebrane na krawędzi Fe L jest mieszaniną XRD tlenków żelaza i FeO z matrycy.W pierwszym przypadku intensywność emitowanych elektronów pochodzi od wszystkich możliwych typów elektronów, które składają się na TEY.Jednak sygnał czystego żelaza wymaga większej energii kinetycznej, aby elektrony mogły przejść przez warstwę tlenku na powierzchnię i zostać zebrane przez analizator.W tym przypadku sygnał Fe0 pochodzi głównie od elektronów Augera LVV, a także emitowanych przez nie elektronów wtórnych.Ponadto intensywność TEY, do której przyczyniają się te elektrony, zanika podczas ścieżki ucieczki elektronów, dodatkowo zmniejszając odpowiedź widmową Fe0 na mapie żelaza XAS.
Integracja eksploracji danych w kostce danych (dane X-PEEM) jest kluczowym krokiem w wydobywaniu odpowiednich informacji (właściwości chemicznych lub fizycznych) w podejściu wielowymiarowym.Grupowanie k-średnich jest szeroko stosowane w kilku dziedzinach, w tym w widzeniu maszynowym, przetwarzaniu obrazu, nienadzorowanym rozpoznawaniu wzorców, sztucznej inteligencji i analizie klasyfikacyjnej.Na przykład klastrowanie metodą K-średnich sprawdziło się dobrze w grupowaniu danych obrazów hiperspektralnych.Zasadniczo w przypadku danych wielocechowych algorytm K-średnich może je łatwo pogrupować na podstawie informacji o ich atrybutach (właściwościach energii fotonów).Grupowanie metodą K-średnich to iteracyjny algorytm dzielenia danych na K nienakładających się grup (klastrów), gdzie każdy piksel należy do określonego klastra w zależności od przestrzennego rozkładu niejednorodności chemicznej w mikrostrukturalnym składzie stali.Algorytm K-średnich składa się z dwóch etapów: w pierwszym etapie obliczane są K centroidy, a w drugim etapie każdemu punktowi przypisywany jest klaster z sąsiednimi centroidami.Środek ciężkości klastra jest zdefiniowany jako średnia arytmetyczna punktów danych (widmo XAS) dla tego klastra.Istnieją różne odległości, aby zdefiniować sąsiednie centroidy jako odległość euklidesową.Dla obrazu wejściowego px,y (gdzie x i y to rozdzielczość w pikselach), CK to środek ciężkości klastra;ten obraz można następnie podzielić (pogrupować) w klastry K przy użyciu K-średnich63.Ostatnie kroki algorytmu grupowania k-średnich to:
Krok 2. Oblicz przynależność wszystkich pikseli zgodnie z bieżącym środkiem ciężkości.Na przykład jest obliczany na podstawie odległości euklidesowej d między środkiem a każdym pikselem:
Krok 3 Przypisz każdy piksel do najbliższego środka ciężkości.Następnie ponownie oblicz pozycje środka ciężkości K w następujący sposób:
Krok 4. Powtarzaj proces (równania (7) i (8)), aż środki ciężkości się zbiegną.Ostateczne wyniki jakości grupowania są silnie skorelowane z najlepszym wyborem początkowych centroidów.W przypadku struktury danych PEEM obrazów stali zazwyczaj X (x × y × λ) jest sześcianem danych tablicy 3D, podczas gdy osie x i y reprezentują informacje przestrzenne (rozdzielczość pikselowa), a oś λ odpowiada fotonowi.obraz spektralny energii.Algorytm K-średnich jest używany do eksploracji obszarów zainteresowania w danych X-PEEM poprzez rozdzielanie pikseli (klastrów lub podbloków) zgodnie z ich cechami widmowymi i wyodrębnianie najlepszych centroidów (profili widmowych XAS) dla każdego analitu.grupa).Służy do badania rozkładu przestrzennego, lokalnych zmian widmowych, zachowania utleniania i stanów chemicznych.Na przykład algorytm grupowania K-średnich zastosowano dla regionów Fe L-edge i Cr L-edge w obróbce na gorąco i walcowaniu na zimno X-PEEM.Przetestowano różne liczby klastrów K (obszarów mikrostruktury), aby znaleźć optymalne klastry i centroidy.Kiedy te liczby są wyświetlane, piksele są ponownie przypisywane do odpowiednich centroidów klastra.Każdy rozkład kolorów odpowiada środkowi klastra, ukazując przestrzenne rozmieszczenie obiektów chemicznych lub fizycznych.Wyekstrahowane centroidy są liniowymi kombinacjami czystych widm.
Dane potwierdzające wyniki tego badania są dostępne na uzasadnione żądanie od odpowiedniego autora WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Odporność na pękanie spawanej stali nierdzewnej duplex. Sieurin, H. & Sandström, R. Odporność na pękanie spawanej stali nierdzewnej duplex. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Odporność na pękanie spawanej stali nierdzewnej duplex. Sieurin, H. & Sandström, R. Sieurin, H. & Sandstrom, R. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Odporność na pękanie spawanych stali nierdzewnych typu duplex.Brytania.Część ułamkowa.futro.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. Odporność na korozję stali nierdzewnych typu duplex w wybranych kwasach organicznych i kwasach organicznych / chlorkach. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. Odporność na korozję stali nierdzewnych typu duplex w wybranych kwasach organicznych i kwasach organicznych / chlorkach.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.i Van Der Merwe, J. Odporność na korozję stali nierdzewnych typu duplex w środowiskach z niektórymi kwasami organicznymi i kwasami/chlorkami organicznymi. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Stal nierdzewna, środowisko organiczne, organiczne i chlorowane.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.i Van Der Merwe, J. Odporność na korozję stali nierdzewnych typu duplex w wybranych środowiskach kwasów organicznych i kwasów/chlorków organicznych.konserwant.Metody materiałowe 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. i in.Zachowanie korozyjno-utleniające stopów dupleksowych Fe-Al-Mn-C.Materiały 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nowa generacja stali super duplex do urządzeń do produkcji gazu i ropy. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nowa generacja stali super duplex do urządzeń do produkcji gazu i ropy.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nowa generacja stali super duplex do urządzeń do produkcji ropy i gazu.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nowa generacja stali super duplex do urządzeń do produkcji gazu i ropy.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Badanie zachowania odkształcenia na gorąco stali nierdzewnej duplex gatunku 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Badanie zachowania odkształcenia na gorąco stali nierdzewnej duplex gatunku 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Badanie zachowania odkształcenia na gorąco stali nierdzewnej typu 2507 Duplex.metal. 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. i Utaisansuk, V. Badanie zachowania odkształcenia na gorąco stali nierdzewnej typu 2507 Duplex.Metal.Alma Mater.trans.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. i in.Wpływ kontrolowanego walcowania na zimno na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne modyfikowanej cerem stali nierdzewnej typu super-duplex SAF 2507.Alma Mater.nauka.Brytania.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. i in.Własności strukturalne i mechaniczne wywołane odkształceniami termicznymi modyfikowanej cerem stali nierdzewnej typu super-duplex SAF 2507.J. Alma Mater.Zbiornik.technologia.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Wpływ pierwiastków ziem rzadkich na utlenianie w wysokiej temperaturze stali austenitycznej. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Wpływ pierwiastków ziem rzadkich na utlenianie w wysokiej temperaturze stali austenitycznej.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Wpływ pierwiastków ziem rzadkich na zachowanie stali austenitycznej w warunkach utleniania w wysokiej temperaturze. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Wpływ pierwiastków ziem rzadkich na zachowanie stali austenitycznych podczas utleniania w wysokiej temperaturze.koro.nauka.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Wpływ Ce na mikrostrukturę i właściwości superferrytycznych stali nierdzewnych 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Wpływ Ce na mikrostrukturę i właściwości superferrytycznych stali nierdzewnych 27Cr-3,8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. i Sun S. Wpływ Se na mikrostrukturę i właściwości superferrytycznych stali nierdzewnych 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Wpływ Ce na mikrostrukturę i właściwości super stali nierdzewnej 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Wpływ Ce na mikrostrukturę i właściwości superferrytycznej stali nierdzewnej 27Cr-3,8Mo-2Ni.Żelazny znak.Steelmak 47, 67–76 (2020).