Ďakujeme za návštevu stránky Nature.com. Verzia prehliadača, ktorú používate, má obmedzenú podporu CSS. Pre dosiahnutie čo najlepšieho zážitku odporúčame používať aktualizovaný prehliadač (alebo vypnúť režim kompatibility v prehliadači Internet Explorer). Medzitým budeme stránku vykresľovať bez štýlov a JavaScriptu, aby sme zabezpečili nepretržitú podporu.
Široko používaná nehrdzavejúca oceľ a jej kované verzie sú odolné voči korózii v okolitých podmienkach vďaka pasivačnej vrstve pozostávajúcej z oxidu chrómu. Korózia a erózia ocele sa tradične spája s deštrukciou týchto vrstiev, ale zriedkavo na mikroskopickej úrovni, v závislosti od pôvodu povrchovej nehomogenity. V tejto práci nanoškálová povrchová chemická heterogenita zistená spektroskopickou mikroskopiou a chemometrickou analýzou neočakávane dominuje rozkladu a korózii za studena valcovanej superduplexnej nehrdzavejúcej ocele 2507 (SDSS) počas jej správania sa za tepla. na druhej strane. Hoci röntgenová fotoelektrónová mikroskopia ukázala relatívne rovnomerné pokrytie prirodzenej vrstvy Cr2O3, za studena valcovaná SDSS vykazovala slabé výsledky pasivácie kvôli lokalizovanému rozloženiu nanoostrovčekov bohatých na Fe3+ na vrstve oxidu Fe/Cr. Tieto poznatky na atómovej úrovni poskytujú hlboké pochopenie korózie nehrdzavejúcej ocele a očakáva sa, že pomôžu v boji proti korózii podobných vysoko legovaných kovov.
Od vynálezu nehrdzavejúcej ocele sa odolnosť ferochrómových zliatin voči korózii pripisuje chrómu, ktorý tvorí silný oxid/oxyhydroxid vykazujúci pasivačné správanie vo väčšine prostredí. V porovnaní s konvenčnými (austenitickými a feritickými) nehrdzavejúcimi oceľami majú superduplexné nehrdzavejúce ocele (SDSS) s lepšou odolnosťou voči korózii vynikajúce mechanické vlastnosti1,2,3. Zvýšená mechanická pevnosť umožňuje ľahšie a kompaktnejšie konštrukcie. Naproti tomu ekonomická SDSS má vysokú odolnosť voči bodkovej a štrbinovej korózii, čo vedie k dlhšej životnosti a širšiemu využitiu v oblasti kontroly znečistenia, chemických nádob a ropného a plynárenského priemyslu na mori4. Úzky rozsah teplôt tepelného spracovania a nízka tvárnosť však bránia jej širokému praktickému využitiu. Preto bola SDSS modifikovaná, aby sa zlepšili vyššie uvedené vlastnosti. Napríklad modifikácia Ce a vysoké pridanie N 6, 7, 8 boli zavedené do 2507 SDSS (Ce-2507). Vhodná koncentrácia 0,08 hmot.% prvku vzácnych zemín (Ce) má priaznivý vplyv na mechanické vlastnosti DSS, pretože zlepšuje zjemnenie zŕn a pevnosť na hraniciach zŕn. Zlepšila sa aj odolnosť proti opotrebovaniu a korózii, pevnosť v ťahu a medza klzu a spracovateľnosť za tepla9. Veľké množstvo dusíka môže nahradiť drahý nikel, čím sa SDSS stáva nákladovo efektívnejším10.
V poslednej dobe bol SDSS plasticky deformovaný pri rôznych teplotách (nízka teplota, studená a horúca), aby sa dosiahli vynikajúce mechanické vlastnosti6,7,8. Vynikajúca odolnosť SDSS voči korózii je však spôsobená prítomnosťou tenkého oxidového filmu na povrchu, ktorý je ovplyvnený mnohými faktormi, ako je prítomnosť mnohých fáz s rôznymi hranicami zŕn, nežiaduce zrazeniny a rôzne reakcie. Vnútorná nehomogénna mikroštruktúra rôznych austenitických a feritických fáz je deformovaná7. Preto má štúdium mikrodoménových vlastností takýchto filmov na úrovni elektrónovej štruktúry zásadný význam pre pochopenie korózie SDSS a vyžaduje si zložité experimentálne techniky. Doteraz povrchovo citlivé metódy, ako je Augerova elektrónová spektroskopia11 a röntgenová fotoelektrónová spektroskopia12,13,14,15, ako aj tvrdý röntgenový fotoelektrónový fotoelektrónový systém, rozlišujú, ale často nedokážu oddeliť chemické stavy toho istého prvku v rôznych bodoch priestoru na nanomierke. Niekoľko nedávnych štúdií spojilo lokálnu oxidáciu chrómu s pozorovaným korozívnym správaním 17 austenitických nehrdzavejúcich ocelí, 18 martenzitických nehrdzavejúcich ocelí a SDSS 19, 20. Tieto štúdie sa však zamerali najmä na vplyv heterogenity Cr (napr. oxidačný stav Cr3+) na odolnosť proti korózii. Laterálna heterogenita v oxidačných stavoch prvkov môže byť spôsobená rôznymi zlúčeninami s rovnakými základnými prvkami, ako sú oxidy železa. Tieto zlúčeniny zdedia termomechanicky spracovanú malú veľkosť tesne vedľa seba, ale líšia sa zložením a oxidačným stavom 16, 21. Preto odhalenie deštrukcie oxidových filmov a následného jamkovania vyžaduje pochopenie povrchovej nehomogenity na mikroskopickej úrovni. Napriek týmto požiadavkám stále chýbajú kvantitatívne hodnotenia, ako je laterálna oxidačná heterogenita, najmä železa v nano/atómovej mierke, a ich význam pre odolnosť proti korózii zostáva nepreskúmaný. Až donedávna bol chemický stav rôznych prvkov, ako sú Fe a Ca, kvantitatívne opisovaný na oceľových vzorkách pomocou mäkkej röntgenovej fotoelektrónovej mikroskopie (X-PEEM) v nanorozmerných synchrotrónových žiareniach. V kombinácii s chemicky citlivými technikami röntgenovej absorpčnej spektroskopie (XAS) umožňuje X-PEEM meranie XAS s vysokým priestorovým a spektrálnym rozlíšením, čím poskytuje chemické informácie o elementárnom zložení a jeho chemickom stave s priestorovým rozlíšením až do nanometrovej mierky 23. Toto spektroskopické pozorovanie miesta iniciácie pod mikroskopom uľahčuje lokálne chemické experimenty a môže priestorovo demonštrovať doteraz nepreskúmané chemické zmeny vo vrstve Fe.
Táto štúdia rozširuje výhody PEEM pri detekcii chemických rozdielov v nanoškále a predstavuje prehľadnú metódu povrchovej analýzy na atómovej úrovni pre pochopenie korózneho správania Ce-2507. Využíva chemometrické údaje zhlukov K-means24 na mapovanie globálneho chemického zloženia (heterogenity) zúčastnených prvkov, pričom ich chemické stavy sú prezentované v štatistickej reprezentácii. Na rozdiel od konvenčnej korózie spôsobenej rozpadom filmu oxidu chrómu sa súčasná slabá pasivácia a slabá odolnosť proti korózii pripisujú lokalizovaným nanoostrovčekom bohatým na Fe3+ v blízkosti vrstvy oxidu Fe/Cr, ktoré môžu byť napadnuté ochranným oxidom. Vytvára film na mieste a spôsobuje koróziu.
Korozívne správanie deformovaného SDSS 2507 bolo najprv vyhodnotené pomocou elektrochemických meraní. Na obr. Obrázok 1 znázorňuje Nyquistove a Bodeho krivky pre vybrané vzorky v kyslých (pH = 1) vodných roztokoch FeCl3 pri izbovej teplote. Vybraný elektrolyt pôsobí ako silné oxidačné činidlo, ktoré charakterizuje tendenciu pasivačného filmu k rozpadu. Hoci materiál neprešiel stabilnou jamkovou erozívnou vrstvou pri izbovej teplote, tieto analýzy poskytli prehľad o potenciálnych poruchových udalostiach a postkoróznych procesoch. Na fitovanie spektier elektrochemickej impedančnej spektroskopie (EIS) bol použitý ekvivalentný obvod (obr. 1d) a zodpovedajúce výsledky fitovania sú uvedené v tabuľke 1. Pri testovaní vzoriek upravených roztokom a za tepla tvárnených vzoriek sa objavili neúplné polkruhy, zatiaľ čo zodpovedajúce stlačené polkruhy boli valcované za studena (obr. 1b). V spektre EIS možno polomer polkruhu považovať za polarizačný odpor (Rp)25,26. Hodnota Rp pre SDSS upravený roztokom v tabuľke 1 je približne 135 kΩ cm-2, avšak pre SDSS tvárnený za tepla a valcovaný za studena vidíme oveľa nižšie hodnoty 34,7 a 2,1 kΩ cm–2. Tento významný pokles Rp naznačuje negatívny vplyv plastickej deformácie na pasiváciu a odolnosť proti korózii, ako je uvedené v predchádzajúcich správach 27, 28, 29, 30.
a Nyquistov, b, c Bodeho impedančný a fázový diagram a ekvivalentný model obvodu pre d, kde RS je odpor elektrolytu, Rp je polarizačný odpor a QCPE je oxid prvku s konštantnou fázou použitý na modelovanie neideálnej kapacity (n). Merania EIS sa uskutočnili pri potenciáli bez záťaže.
Konštanty prvého rádu sú znázornené na Bodeho diagrame a plató s vysokou frekvenciou predstavuje odpor elektrolytu RS26. S klesajúcou frekvenciou sa impedancia zvyšuje a objavuje sa záporný fázový uhol, čo naznačuje dominanciu kapacity. Fázový uhol sa zvyšuje, pričom si zachováva svoju maximálnu hodnotu v relatívne širokom frekvenčnom rozsahu a potom klesá (obr. 1c). Vo všetkých troch prípadoch je však táto maximálna hodnota stále menšia ako 90°, čo naznačuje neideálne kapacitné správanie v dôsledku kapacitnej disperzie. Preto sa na znázornenie rozloženia medzifázovej kapacity odvodeného z drsnosti alebo nehomogenity povrchu, najmä z hľadiska atómovej mierky, fraktálnej geometrie, pórovitosti elektródy, nerovnomerného potenciálu a rozloženia prúdu závislého od povrchu, používa konštantný fázový prvok QCPE (CPE).
kde j je imaginárne číslo a ω je uhlová frekvencia. QCPE je frekvenčne nezávislá konštanta úmerná aktívnej otvorenej ploche elektrolytu. n je bezrozmerné výkonové číslo, ktoré opisuje odchýlku od ideálneho kapacitného správania kondenzátora, t. j. čím je n bližšie k 1, tým je CPE bližšie k čistej kapacite, a ak je n blízke nule, ide o odpor. Malá odchýlka n, blízka 1, naznačuje neideálne kapacitné správanie povrchu po polarizačnom teste. QCPE za studena valcovaného SDSS je oveľa vyššie ako u podobných výrobkov, čo znamená, že kvalita povrchu je menej rovnomerná.
V súlade s väčšinou vlastností odolnosti proti korózii nehrdzavejúcich ocelí, relatívne vysoký obsah Cr v SDSS vo všeobecnosti vedie k vynikajúcej odolnosti SDSS proti korózii vďaka prítomnosti pasívneho ochranného oxidového filmu na povrchu17. Tento pasivačný film je zvyčajne bohatý na oxidy a/alebo hydroxidy Cr3+, najmä integrujúci oxidy Fe2+, Fe3+ a/alebo (oxy)hydroxidy33. Napriek rovnakej rovnomernosti povrchu, pasivačnej oxidovej vrstve a žiadnemu viditeľnému poškodeniu na povrchu, ako bolo zistené mikroskopickými snímkami,6,7 je korózne správanie SDSS tvárnených za tepla a valcovaných za studena odlišné, a preto si vyžaduje hĺbkové štúdium deformačnej mikroštruktúry a štrukturálnych charakteristík ocele.
Mikroštruktúra deformovanej nehrdzavejúcej ocele bola kvantitatívne skúmaná pomocou interného a synchrotrónového vysokoenergetického röntgenového žiarenia (doplnkové obrázky 1, 2). Podrobná analýza je uvedená v doplnkových informáciách. Hoci do značnej miery zodpovedajú typu hlavnej fázy, zistili sa rozdiely v objemových podieloch fáz, ktoré sú uvedené v doplnkovej tabuľke 1. Tieto rozdiely možno spájať s nehomogénnymi fázovými podielmi na povrchu, ako aj s objemovými fázovými podielmi vykonanými v rôznych hĺbkach. Detekcia pomocou röntgenovej difrakcie (XRD) s rôznymi zdrojmi energie dopadajúcich fotónov. Relatívne vyšší podiel austenitu vo vzorkách valcovaných za studena, stanovený pomocou XRD z laboratórneho zdroja, naznačuje lepšiu pasiváciu a následne lepšiu odolnosť proti korózii35, zatiaľ čo presnejšie a štatistické výsledky naznačujú opačné trendy vo fázových pomeroch. Okrem toho odolnosť ocele proti korózii závisí aj od stupňa zjemnenia zrna, zmenšenia veľkosti zrna, zvýšenia mikrodeformácií a hustoty dislokácií, ku ktorým dochádza počas termomechanickej úpravy36,37,38. Vzorky valcované za tepla vykazujú zrnitejší charakter, čo svedčí o zrnách s veľkosťou mikrónov, zatiaľ čo hladké kruhy pozorované vo vzorkách valcovaných za studena (doplnkový obrázok 3) naznačujú významné zjemnenie zŕn na nanorozmery v predchádzajúcej práci6, čo by malo prispieť k pasivácii filmu a zvýšeniu odolnosti proti korózii. Vyššia hustota dislokácií je zvyčajne spojená s nižšou odolnosťou voči jamkovej korózii, čo dobre súhlasí s elektrochemickými meraniami.
Zmeny chemických stavov mikrodomén elementárnych prvkov boli systematicky študované pomocou X-PEEM. Napriek množstvu legujúcich prvkov boli tu vybrané Cr, Fe, Ni a Ce39, pretože Cr je kľúčovým prvkom pre tvorbu pasivačného filmu, Fe je hlavným prvkom v oceli a Ni zlepšuje pasiváciu a vyvažuje feriticko-austenitickú fázovú štruktúru a účel modifikácie Ce. Úpravou energie synchrotrónového žiarenia bol RAS potiahnutý z povrchu hlavnými vlastnosťami Cr (hrana L2,3), Fe (hrana L2,3), Ni (hrana L2,3) a Ce (hrana M4,5). Tvárnenie za tepla a valcovanie za studena Ce-2507 SDSS. Príslušná analýza údajov bola vykonaná začlenením energetickej kalibrácie s publikovanými údajmi (napr. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 hrany).
Na obr. 2 sú znázornené snímky X-PEEM za tepla tvárneného (obr. 2a) a za studena valcovaného (obr. 2d) Ce-2507 SDSS a zodpovedajúce XAS hrany Cr a Fe L2,3 na jednotlivo označených miestach. Hrana L2,3 XAS sonduje neobsadené 3d stavy po fotoexcitácii elektrónov na úrovniach spin-orbitálneho štiepenia 2p3/2 (hrana L3) a 2p1/2 (hrana L2). Informácie o valenčnom stave Cr boli získané z XAS na hrane L2,3 na obr. 2b, e. Porovnanie s judges. 42,43 ukázalo, že v blízkosti hrany L3 boli pozorované štyri píky, pomenované A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) a D (582,2 eV), ktoré odrážajú oktaedrický Cr3+ zodpovedajúci iónu Cr2O3. Experimentálne spektrá súhlasia s teoretickými výpočtami uvedenými na paneloch b a e, získanými z viacerých výpočtov kryštálového poľa na rozhraní Cr L2.3 s použitím kryštálového poľa 2,0 eV44. Oba povrchy SDSS tvárneného za tepla aj valcovaného za studena sú potiahnuté relatívne rovnomernou vrstvou Cr2O3.
a. Termografický obraz X-PEEM tepelne deformovaného SDSS zodpovedajúceho b hrane Cr L2.3 a c hrane Fe L2.3, d. Termografický obraz X-PEEM za studena valcovaného SDSS zodpovedajúci e hrane Cr L2.3 a f hrane Fe L2.3 (f). Spektrá XAS sú vynesené v rôznych priestorových polohách vyznačených na termografických obrazoch (a, d), oranžové bodkované čiary v (b) a (e) predstavujú simulované spektrá XAS Cr3+ s hodnotou kryštálového poľa 2,0 eV. Pre snímky X-PEEM použite tepelnú paletu na zlepšenie čitateľnosti obrazu, kde farby od modrej po červenú sú úmerné intenzite absorpcie röntgenového žiarenia (od nízkej po vysokú).
Bez ohľadu na chemické prostredie týchto kovových prvkov zostal chemický stav pridaných legujúcich prvkov Ni a Ce pre obe vzorky nezmenený. Doplnkový nákres. Obrázky 5-9 znázorňujú snímky X-PEEM a zodpovedajúce spektrá XAS pre Ni a Ce v rôznych polohách na povrchu vzoriek tvárnených za tepla a valcovaných za studena. Ni XAS zobrazuje oxidačné stavy Ni2+ na celom meranom povrchu vzoriek tvárnených za tepla a valcovaných za studena (Doplnková diskusia). Treba poznamenať, že v prípade vzoriek tvárnených za tepla nebol signál XAS Ce pozorovaný, zatiaľ čo v prípade vzoriek valcovaných za studena bolo pozorované spektrum Ce3+. Pozorovanie škvŕn Ce vo vzorkách valcovaných za studena ukázalo, že Ce sa objavuje prevažne vo forme zrazenín.
V tepelne deformovanom SDSS sa nepozorovala žiadna lokálna štrukturálna zmena v XAS na hrane Fe L2,3 (obr. 2c). Avšak Fe matrica mikroregionálne mení svoj chemický stav v siedmich náhodne vybraných bodoch za studena valcovaného SDSS, ako je znázornené na obr. 2f. Okrem toho, aby sa získala presná predstava o zmenách stavu Fe na vybraných miestach na obr. 2f, boli vykonané lokálne povrchové štúdie (obr. 3 a doplnkový obr. 10), v ktorých boli vybrané menšie kruhové oblasti. XAS spektrá hrany Fe L2,3 systémov α-Fe2O3 a oktaedrických oxidov Fe2+ boli modelované viacerými výpočtami kryštálového poľa s použitím kryštálových polí 1,0 (Fe2+) a 1,0 (Fe3+)44. Všimli sme si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 majú odlišné lokálne symetrie45,46, Fe3O4 má kombináciu Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 je formálne dvojmocný oxid Fe2+ (3d6). Všimli sme si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 majú odlišné lokálne symetrie45,46, Fe3O4 má kombináciu Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 ako formálne dvojmocný oxid Fe2+ (3d6).Treba poznamenať, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 majú odlišné lokálne symetrie45,46, Fe3O4 kombinuje Fe2+ aj Fe3+,47 a FeO45 vo forme formálne dvojmocného oxidu Fe2+ (3d6).Všimnite si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 majú rôzne lokálne symetrie45,46, Fe3O4 má kombináciu Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 pôsobí ako formálny dvojmocný oxid Fe2+ (3d6). Všetky ióny Fe3+ v α-Fe2O3 majú iba polohy Oh, zatiaľ čo γ-Fe2O3 je zvyčajne reprezentovaný spinelom Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 s vakanciami v polohách eg. Preto majú ióny Fe3+ v γ-Fe2O3 polohy Td aj Oh. Ako bolo uvedené v predchádzajúcom článku,45 hoci pomer intenzity týchto dvoch je odlišný, ich pomer intenzity eg/t2g je ≈1, zatiaľ čo v tomto prípade je pozorovaný pomer intenzity eg/t2g približne 1. To vylučuje možnosť, že v súčasnej situácii je prítomné iba Fe3+. V prípade Fe3O4 s Fe2+ aj Fe3+ prvý známy znak so slabšou (silnejšou) hranou L3 pre Fe naznačuje menší (väčší) neobsadený stav t2g. Toto platí pre Fe2+ (Fe3+), čo ukazuje, že prvý znak nárastu naznačuje zvýšenie obsahu Fe2+47. Tieto výsledky ukazujú, že na povrchu kompozitov valcovaných za studena dominuje koexistencia Fe2+ a γ-Fe2O3, α-Fe2O3 a/alebo Fe3O4.
Zväčšené snímky fotoelektrónového termovízneho zobrazovania XAS spektier (a, c) a (b, d) prechádzajúcich cez hranu Fe L2,3 v rôznych priestorových polohách vo vybraných oblastiach 2 a E na obr. 2d.
Získané experimentálne údaje (obr. 4a a doplnkový obr. 11) sú vynesené do grafu a porovnané s údajmi pre čisté zlúčeniny 40, 41, 48. Tri rôzne typy experimentálne pozorovaných Fe L-hranových XAS spektier (XAS-1, XAS-2 a XAS-3: obr. 4a). Konkrétne spektrum 2-a (označené ako XAS-1) na obr. 3b, po ktorom nasleduje spektrum 2-b (označené ako XAS-2), bolo pozorované v celej detekčnej oblasti, zatiaľ čo spektrá podobné E-3 pozorované na obrázku 3d (označené ako XAS-3) boli pozorované na špecifických miestach. Na identifikáciu existujúcich valenčných stavov v skúmanej vzorke sa spravidla použili štyri parametre: (1) spektrálne charakteristiky L3 a L2, (2) energetické polohy charakteristík L3 a L2, (3) energetický rozdiel L3-L2, (4) pomer intenzity L2/L3. Podľa vizuálnych pozorovaní (obr. 4a) sú na skúmanom povrchu SDSS prítomné všetky tri zložky Fe, a to Fe0, Fe2+ a Fe3+. Vypočítaný pomer intenzity L2/L3 tiež naznačoval prítomnosť všetkých troch zložiek.
Simulované XAS spektrá Fe s pozorovanými tromi rôznymi experimentálnymi údajmi (plné čiary XAS-1, XAS-2 a XAS-3 zodpovedajú 2-a, 2-b a E-3 na obr. 2 a 3). Porovnanie, oktaédry Fe2+, Fe3+ s hodnotami kryštálového poľa 1,0 eV a 1,5 eV, experimentálne údaje namerané pomocou bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) a zodpovedajúce optimalizované LCF údaje (plná čierna čiara), a tiež vo forme XAS-3 spektier so štandardmi Fe3O4 (zmiešaný stav Fe) a Fe2O3 (čistý Fe3+).
Na kvantifikáciu zloženia oxidu železa sa použila lineárna kombinácia (LCF) troch štandardov 40, 41, 48. LCF sa implementovala pre tri vybrané spektrá XAS s L-hranou Fe, ktoré vykazujú najvyšší kontrast, a to XAS-1, XAS-2 a XAS-3, ako je znázornené na obr. 4b–d. Pre LCF sa vo všetkých prípadoch zohľadnilo 10 % Fe0, pretože sme vo všetkých údajoch pozorovali malý rozdiel, a tiež preto, že kovové železo je hlavnou zložkou ocele. Hĺbka probačnej skúšky X-PEEM pre Fe (~6 nm)49 je skutočne väčšia ako odhadovaná hrúbka oxidačnej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detekciu signálu zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou. Hĺbka probačnej skúšky X-PEEM pre Fe (~6 nm)49 je skutočne väčšia ako odhadovaná hrúbka oxidačnej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detekciu signálu zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполаслитоманаялитоманаялитомая окисления (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железнойд матрицоы (Feлезной матрицо пассивирующим слоем. Hĺbka sondy X-PEEM pre Fe (~6 nm)49 je skutočne väčšia ako predpokladaná hrúbka oxidačnej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detegovať signál zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou.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），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化 层 厚度 略 略 > 4 nm！来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信忷巷 信塷巷 信忡号 信忡号 信忡号 信忡号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM большле, чемапореддпоредд толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигмнал от жоймал от жоеляет ниже пассивирующего слоя. V skutočnosti je hĺbka detekcie Fe (~6 nm) 49 pomocou X-PEEM väčšia ako očakávaná hrúbka oxidovej vrstvy (mierne > 4 nm), čo umožňuje detekciu signálu zo železnej matrice (Fe0) pod pasivačnou vrstvou. .Na nájdenie najlepšieho možného riešenia pre pozorované experimentálne údaje boli vykonané rôzne kombinácie Fe2+ a Fe3+. Na obr. 4b je znázornené spektrum XAS-1 pre kombináciu Fe2+ a Fe3+, kde podiely Fe2+ a Fe3+ boli podobné približne o 45 %, čo naznačuje zmiešané oxidačné stavy Fe. Zatiaľ čo pre spektrum XAS-2 je percento Fe2+ a Fe3+ ~30 % a 60 %. Fe2+ ​​je menšie ako Fe3+. Pomer Fe2+ k Fe3, rovný 1:2, znamená, že Fe3O4 sa môže tvoriť v rovnakom pomere medzi iónmi Fe. Okrem toho, pre spektrum XAS-3 je percento Fe2+ a Fe3+ ~10 % a 80 %, čo naznačuje vyššiu konverziu Fe2+ na Fe3+. Ako je uvedené vyššie, Fe3+ môže pochádzať z α-Fe2O3, γ-Fe2O3 alebo Fe3O4. Aby sme pochopili najpravdepodobnejší zdroj Fe3+, spektrum XAS-3 bolo vynesené s rôznymi štandardmi Fe3+ na obrázku 4e, čo ukazuje podobnosť s oboma štandardmi pri zohľadnení píku B. Intenzita píkov na ramenách (A: z Fe2+) a pomer intenzity B/A však naznačujú, že spektrum XAS-3 je blízke, ale nezhoduje sa so spektrom γ-Fe2O3. V porovnaní s objemovým γ-Fe2O3 má pík Fe2p XAS A SDSS mierne vyššiu intenzitu (obr. 4e), čo naznačuje vyššiu intenzitu Fe2+. Hoci spektrum XAS-3 je podobné spektru γ-Fe2O3, kde je Fe3+ prítomné v polohách Oh a Td, identifikácia rôznych valenčných stavov a koordinácie iba pozdĺž hrany L2,3 alebo pomeru intenzity L2/L3 zostáva predmetom prebiehajúcej výskumnej diskusie kvôli komplexnosti rôznych faktorov, ktoré ovplyvňujú konečné spektrum41.
Okrem spektrálnych rozdielov v chemickom stave vybraných oblastí záujmu opísaných vyššie bola globálna chemická heterogenita kľúčových prvkov Cr a Fe tiež posúdená klasifikáciou všetkých XAS spektier získaných na povrchu vzorky pomocou metódy zhlukovania K-means. Profily hrán Cr L tvoria dva priestorovo rozložené optimálne zhluky vo vzorkách tvárnených za tepla a valcovaných za studena, ktoré sú znázornené na obr. 5. Je zrejmé, že žiadne lokálne štrukturálne zmeny nie sú vnímané ako podobné, pretože dva ťažiská XAS Cr spektier sú porovnateľné. Tieto spektrálne tvary dvoch zhlukov sú takmer identické s tvarmi zodpovedajúcimi Cr2O342, čo znamená, že vrstvy Cr2O3 sú na SDSS relatívne rovnomerne rozmiestnené.
Cr L K-znamená zhluky okrajových oblastí a b sú zodpovedajúce ťažiská XAS. Výsledky porovnania K-means X-PEEM za studena valcovaných SDSS: c Cr L2.3 okrajová oblasť K-means zhlukov a d zodpovedajúce ťažiská XAS.
Na ilustráciu zložitejších máp hrán FeL sa pre vzorky valcované za tepla a za studena valcované vzorky použili štyri a päť optimalizovaných klastrov a ich pridružené centroidy (spektrálne profily). Preto je možné percento (%) Fe2+ a Fe3+ získať fitovaním LCF znázorneného na obr. 4. Na odhalenie mikrochemickej nehomogenity povrchového oxidového filmu sa použil pseudoelektródový potenciál Epseudo ako funkcia Fe0. Epseudo sa zhruba odhaduje pomocou pravidla miešania,
kde (\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}) sa rovná (\rm{Fe} + 2e^ – \ až \rm {Fe}^{2 + (3 + )}), 0,440 a 0,036 V. Oblasti s nižším potenciálom majú vyšší obsah zlúčeniny Fe3+. Rozloženie potenciálu v tepelne deformovaných vzorkách má vrstevnatý charakter s maximálnou zmenou približne 0,119 V (obr. 6a, b). Toto rozloženie potenciálu úzko súvisí s topografiou povrchu (obr. 6a). Neboli pozorované žiadne ďalšie zmeny závislé od polohy v podkladovom laminárnom vnútrajšku (obr. 6b). Naopak, pri spojení odlišných oxidov s rôznym obsahom Fe2+ a Fe3+ v za studena valcovanom SDSS možno pozorovať nerovnomerný charakter pseudopotenciálu (obr. 6c, d). Oxidy a/alebo (oxy)hydroxidy Fe3+ sú hlavnými zložkami hrdze v oceli a sú priepustné pre kyslík a vodu50. V tomto prípade sa ostrovčeky bohaté na Fe3+ považujú za lokálne rozložené a možno ich považovať za skorodované oblasti. Zároveň sa ako indikátor lokalizácie aktívnych korozívnych miest môže použiť skôr gradient v potenciálovom poli ako absolútna hodnota potenciálu. Toto nerovnomerné rozloženie Fe2+ a Fe3+ na povrchu za studena valcovaného SDSS môže zmeniť lokálnu chémiu a poskytnúť praktickejšiu aktívnu povrchovú plochu počas rozpadu oxidového filmu a koróznych reakcií, čo umožňuje podkladovej kovovej matrici pokračovať v korózii, čo vedie k vnútornej heterogenite. Vlastnosti a znížiť ochranné vlastnosti pasivačnej vrstvy.
Klastre K-means a zodpovedajúce centroidy XAS v oblasti okraja Fe L2.3 po za tepla deformovanom X-PEEM ac a df za studena valcovaného SDSS. a, d klastrové grafy K-means prekryté na snímkach X-PEEM. Vypočítaný pseudoelektródový potenciál (Epseudo) je uvedený spolu s klastrovým grafom K-means. Jas snímky X-PEEM, podobne ako farba na obr. 2, je úmerný intenzite absorpcie röntgenového žiarenia.
Relatívne jednotný Cr, ale odlišný chemický stav Fe, vedie k rôznemu poškodeniu oxidového filmu a koróznym vzorcom v za tepla a za studena valcovanej oceli Ce-2507. Táto vlastnosť za studena valcovanej ocele Ce-2507 bola dobre študovaná. Pokiaľ ide o tvorbu oxidov a hydroxidov Fe v okolitom vzduchu pri tejto takmer neutrálnej práci, reakcie sú nasledovné:
Vyššie uvedené reakcie sa vyskytujú v nasledujúcich scenároch na základe analýzy X-PEEM. Malé rameno zodpovedajúce Fe0 je spojené s podkladovým kovovým železom. Reakcia kovového Fe s prostredím vedie k tvorbe vrstvy Fe(OH)2 (rovnica (5)), ktorá zosilňuje signál Fe2+ v XAS spektre Fe na L-hrane. Dlhodobé vystavenie vzduchu môže viesť k tvorbe oxidov Fe3O4 a/alebo Fe2O3 po Fe(OH)252,53. V ochrannej vrstve bohatej na Cr3+ sa môžu tvoriť aj dve stabilné formy Fe, Fe3O4 a Fe2O3, z ktorých Fe3O4 uprednostňuje jednotnú a lepkavú štruktúru. Prítomnosť oboch vedie k zmiešaným oxidačným stavom (spektrum XAS-1). Spektrum XAS-2 zodpovedá prevažne Fe3O4. Zatiaľ čo pozorovanie spektier XAS-3 na niekoľkých miestach naznačovalo úplnú premenu na γ-Fe2O3. Keďže hĺbka prieniku rozložených röntgenových lúčov je približne 50 nm, signál zo spodnej vrstvy vedie k vyššej intenzite píku A.
Spektrum XPA ukazuje, že zložka Fe v oxidovom filme má vrstevnatú štruktúru kombinovanú s vrstvou oxidu Cr. Na rozdiel od znakov pasivácie v dôsledku lokálnej nehomogenity Cr2O3 počas korózie, napriek rovnomernej vrstve Cr2O3 v tejto práci sa v tomto prípade pozoruje nízka odolnosť proti korózii, najmä pri vzorkách valcovaných za studena. Pozorované správanie možno chápať ako heterogenitu chemického oxidačného stavu v hornej vrstve (Fe), ktorá ovplyvňuje korózne vlastnosti. Vďaka rovnakej stechiometrii hornej vrstvy (oxid železa) a spodnej vrstvy (oxid chrómu)52,53 vedie lepšia interakcia (adhézia) medzi nimi k pomalému transportu kovových alebo kyslíkových iónov v mriežke, čo následne vedie k zvýšeniu odolnosti proti korózii. Preto je kontinuálny stechiometrický pomer, t. j. jeden oxidačný stav Fe, výhodnejší ako náhle stechiometrické zmeny. Tepelne deformovaný SDSS má rovnomernejší povrch, hustejšiu ochrannú vrstvu a lepšiu odolnosť proti korózii. Zatiaľ čo pri za studena valcovaných SDSS prítomnosť ostrovčekov bohatých na Fe3+ pod ochrannou vrstvou narúša integritu povrchu a spôsobuje galvanickú koróziu s blízkym substrátom, čo vedie k prudkému poklesu Rp (Tabuľka 1). Spektrum EIS a jeho odolnosť proti korózii sú znížené. Je vidieť, že lokálne rozloženie ostrovčekov bohatých na Fe3+ v dôsledku plastickej deformácie ovplyvňuje najmä odolnosť proti korózii, čo je v tejto práci prelomové. Táto štúdia preto predstavuje spektroskopické mikroskopické snímky zníženia odolnosti vzoriek SDSS proti korózii študovaných metódou plastickej deformácie.
Okrem toho, hoci legovanie vzácnych zemín v dvojfázových oceliach vykazuje lepší výkon, interakcia tohto aditívneho prvku s individuálnou oceľovou matricou z hľadiska korózneho správania podľa spektroskopickej mikroskopie zostáva nejasná. Výskyt signálov Ce (prostredníctvom XAS M-hran) sa objavuje len na niekoľkých miestach počas valcovania za studena, ale mizne počas deformácie SDSS za tepla, čo naznačuje lokálne precipitovanie Ce v oceľovej matrici, a nie homogénne legovanie. Hoci významne nezlepšuje mechanické vlastnosti SDSS6,7, prítomnosť prvkov vzácnych zemín znižuje veľkosť inklúzií a predpokladá sa, že inhibuje jamkovú tvorbu v počiatočnej oblasti54.
Záverom táto práca odhaľuje vplyv heterogenity povrchu na koróziu 2507 SDSS modifikovaného cérom kvantifikáciou chemického obsahu nanoškálových zložiek. Odpovedáme na otázku, prečo nehrdzavejúca oceľ koroduje aj pod ochrannou oxidovou vrstvou, kvantifikáciou jej mikroštruktúry, povrchovej chémie a spracovania signálu pomocou K-means klastrovania. Bolo zistené, že ostrovčeky bohaté na Fe3+, vrátane ich oktaedrickej a tetraedrickej koordinácie pozdĺž celého prvku zmesi Fe2+/Fe3+, sú zdrojom poškodenia a korózie za studena valcovaného oxidového filmu SDSS. Nanoostrovčeky s prevahou Fe3+ vedú k nízkej odolnosti proti korózii aj v prítomnosti dostatočnej stechiometrickej pasivačnej vrstvy Cr2O3. Okrem metodologického pokroku v určovaní vplyvu chemickej heterogenity nanoškály na koróziu sa očakáva, že prebiehajúca práca inšpiruje inžinierske procesy na zlepšenie odolnosti nehrdzavejúcich ocelí proti korózii počas výroby ocele.
Na prípravu ingotu Ce-2507 SDSS použitého v tejto štúdii sa v 150 kg strednofrekvenčnej indukčnej peci roztavila zmesová zmes obsahujúca predzliatinu Fe-Ce, utesnená rúrkou z čistého železa, čím sa získala roztavená oceľ a naliala sa do formy. Namerané chemické zloženie (hm. %) je uvedené v doplnkovej tabuľke 2. Ingoty sa najprv kujú za tepla do blokov. Potom sa žíhajú pri teplote 1050 °C počas 60 minút, aby sa získala oceľ v stave tuhého roztoku, a potom sa kalia vo vode na izbovú teplotu. Študované vzorky boli podrobne študované pomocou TEM a DOE na štúdium fáz, veľkosti zŕn a morfológie. Podrobnejšie informácie o vzorkách a výrobnom procese možno nájsť v iných zdrojoch6,7.
Valcové vzorky (φ10 mm × 15 mm) na kompresiu za tepla boli spracované tak, aby os valca bola rovnobežná so smerom deformácie bloku. Vysokoteplotná kompresia sa vykonávala pri rôznych teplotách v rozsahu 1000 – 1150 °C pomocou tepelného simulátora Gleeble-3800 pri konštantnej rýchlosti deformácie v rozsahu 0,01 – 10 s-1. Pred deformáciou sa vzorky zahrievali rýchlosťou 10 °C s-1 počas 2 minút pri zvolenej teplote, aby sa eliminoval teplotný gradient. Po dosiahnutí teplotnej rovnomernosti sa vzorka deformovala na skutočnú hodnotu deformácie 0,7. Po deformácii sa vzorky okamžite ochladili vodou, aby sa zachovala deformovaná štruktúra. Vytvrdená vzorka sa potom rozreže rovnobežne so smerom kompresie. Pre túto konkrétnu štúdiu sme vybrali vzorku s podmienkou deformácie za tepla 1050 °C, 10 s-1, pretože pozorovaná mikrotvrdosť bola vyššia ako u iných vzoriek7.
V trojfázovom asynchrónnom dvojvalcovom mlyne LG-300 boli použité masívne vzorky tuhého roztoku Ce-2507 s rozmermi 80 × 10 × 17 mm3 s najlepšími mechanickými vlastnosťami spomedzi všetkých ostatných úrovní deformácie6. Rýchlosť deformácie a redukcia hrúbky pre každú dráhu sú 0,2 m·s-1 a 5 %.
Na elektrochemické merania SDSS sa použila elektrochemická pracovná stanica Autolab PGSTAT128N po valcovaní za studena na 90 % redukciu hrúbky (1,0 ekvivalent skutočného deformácie) a po lisovaní za tepla pri 1050 °C počas 10 s-1 na skutočné deformácie 0,7. Pracovná stanica má trojelektródový článok s nasýtenou kalomelovou elektródou ako referenčnou elektródou, grafitovou protielektródou a vzorkou SDSS ako pracovnou elektródou. Vzorky boli narezané na valce s priemerom 11,3 mm, na ktorých boky boli prispájkované medené drôty. Vzorky boli potom fixované epoxidom, pričom ako pracovná elektróda (spodná strana valcovej vzorky) zostala pracovná otvorená plocha 1 cm2. Počas vytvrdzovania epoxidu a následného brúsenia a leštenia buďte opatrní, aby ste predišli praskaniu. Pracovné plochy boli brúsené a leštené diamantovou leštiacou suspenziou s veľkosťou častíc 1 μm, umyté destilovanou vodou a etanolom a sušené na studenom vzduchu. Pred elektrochemickými meraniami boli leštené vzorky vystavené vzduchu niekoľko dní, aby sa vytvoril prirodzený oxidový film. Vodný roztok FeCl3 (6,0 hmot. %), stabilizovaný na pH = 1,0 ± 0,01 pomocou HCl podľa odporúčaní ASTM, sa používa na urýchlenie korózie nehrdzavejúcej ocele55, pretože je korozívna v prítomnosti chloridových iónov so silnou oxidačnou kapacitou a nízkym pH. Environmentálne normy G48 a A923. Pred vykonaním akýchkoľvek meraní ponorte vzorku do testovacieho roztoku na 1 hodinu, aby sa dosiahol takmer ustálený stav. Pre vzorky v tuhom roztoku, vzorky tvarované za tepla a vzorky valcované za studena sa merania impedancie vykonali pri potenciáloch otvoreného obvodu (OPC) 0,39, 0,33 a 0,25 V vo frekvenčnom rozsahu od 1 x 105 do 0,1 Hz s amplitúdou 5 mV. Všetky chemické testy sa opakovali aspoň 3-krát za rovnakých podmienok, aby sa zabezpečila reprodukovateľnosť údajov.
Pre merania HE-SXRD boli namerané obdĺžnikové duplexné oceľové bloky s rozmermi 1 × 1 × 1,5 mm3 na kvantifikáciu fázového zloženia lúča Brockhouseovho vysokoenergetického wigglera v CLS v Kanade56. Zber údajov sa uskutočnil v Debye-Scherrerovej geometrii alebo transmisnej geometrii pri izbovej teplote. Vlnová dĺžka röntgenového žiarenia kalibrovaná kalibrátorom LaB6 je 0,212561 Å, čo zodpovedá 58 keV, čo je oveľa viac ako u Cu Kα (8 keV) bežne používaného ako laboratórny zdroj röntgenového žiarenia. Vzorka bola umiestnená vo vzdialenosti 740 mm od detektora. Detekčný objem každej vzorky je 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ktorý je určený veľkosťou lúča a hrúbkou vzorky. Všetky údaje boli zozbierané pomocou plošného detektora Perkin Elmer, plochého röntgenového detektora, 200 µm pixelov, 40 × 40 cm2 s použitím expozičného času 0,3 s a 120 snímok.
Merania X-PEEM dvoch vybraných modelových systémov sa uskutočnili na koncovej stanici Beamline MAXPEEM PEEM v laboratóriu MAX IV (Lund, Švédsko). Vzorky sa pripravili rovnakým spôsobom ako pre elektrochemické merania. Pripravené vzorky sa niekoľko dní uchovávali na vzduchu a pred ožiarením synchrotrónovými fotónmi sa odplynili v ultravysokovákuovej komore. Energetické rozlíšenie čiary lúča sa získalo meraním spektra výťažnosti iónov v excitačnej oblasti od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) v blízkosti hv = 401 eV v N2 so závislosťou energie fotónu od E3/2, 57. Aproximačné spektrá poskytli ΔE (šírku spektrálnej čiary) približne 0,3 eV v meranom energetickom rozsahu. Preto sa odhadlo rozlíšenie energie lúčovej čiary na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s pomocou upraveného monochromátora SX-700 s mriežkou Si s rozlíšením 1200 čiar mm−1 pre hranu Fe 2p L2,3, hranu Cr 2p L2,3, hranu Ni 2p L2,3 a hranu Ce M4,5. Preto sa odhadlo rozlíšenie energie lúčovej čiary na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s pomocou upraveného monochromátora SX-700 s mriežkou Si s rozlíšením 1200 čiar mm−1 pre hranu Fe 2p L2.3, hranu Cr 2p L2.3, hranu Ni 2p L2.3 a hranu Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/эЈE = 700/200,3 > поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с реше т реше штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Energetické rozlíšenie kanála lúča bolo teda odhadnuté ako E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 f/s s použitím modifikovaného monochromátora SX-700 s Si mriežkou 1200 čiar/mm pre Fe hranu 2p L2,3, Cr hranu 2p L2,3, Ni hranu 2p L2,3 a Ce hranu 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，通过有䨨i过濇1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘嘒2,Ni M 4,5 蘼边缘.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 Ｆ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2、C 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Pri použití modifikovaného monochromátora SX-700 s 1200 čiarovou kremíkovou mriežkou... 3, Cr hrana 2p L2.3, Ni hrana 2p L2.3 a Ce hrana M4.5.Energia fotónov skenovania v krokoch po 0,2 eV. Pri každej energii boli snímky PEEM zaznamenávané pomocou vláknovo prepojeného CMOS detektora TVIPS F-216 s 2 x 2 priehradkami, ktorý poskytuje rozlíšenie 1024 × 1024 pixelov v zornom poli 20 µm. Expozičný čas snímok bol 0,2 s, s priemerom 16 snímok. Energia fotoelektrónového obrazu je zvolená tak, aby poskytovala maximálny signál sekundárnych elektrónov. Všetky merania boli vykonané pri kolmom dopade s použitím lineárne polarizovaného fotónového lúča. Viac informácií o meraniach možno nájsť v predchádzajúcej štúdii. Po štúdiu režimu detekcie celkového výťažku elektrónov (TEY) a jeho aplikácie v X-PEEM49 sa odhaduje, že hĺbka testovania tejto metódy je približne 4 – 5 nm pre signál Cr a približne 6 nm pre Fe. Hĺbka Cr je veľmi blízka hrúbke oxidového filmu (~4 nm)60,61, zatiaľ čo hĺbka Fe je väčšia ako hrúbka. XRD zachytený na okraji FeL je zmesou XRD oxidov železa a Fe0 z matrice. V prvom prípade pochádza intenzita emitovaných elektrónov zo všetkých možných typov elektrónov, ktoré prispievajú k TEY. Signál čistého železa však vyžaduje vyššiu kinetickú energiu, aby elektróny prešli cez vrstvu oxidu na povrch a boli zachytené analyzátorom. V tomto prípade je signál Fe0 spôsobený hlavne Augerovými elektrónmi LVV, ako aj sekundárnymi elektrónmi, ktoré emitujú. Okrem toho intenzita TEY prispievaná týmito elektrónmi klesá počas únikovej dráhy elektrónu, čo ďalej znižuje spektrálnu odozvu Fe0 na mape XAS železa.
Integrácia dolovania dát do dátovej kocky (dáta X-PEEM) je kľúčovým krokom pri extrakcii relevantných informácií (chemických alebo fyzikálnych vlastností) v multidimenzionálnom prístupe. Klastrovanie K-means sa široko používa v niekoľkých oblastiach vrátane strojového videnia, spracovania obrazu, rozpoznávania vzorov bez dozoru, umelej inteligencie a klasifikačnej analýzy. Napríklad klastrovanie K-means sa osvedčilo pri klastrovaní hyperspektrálnych obrazových dát. V princípe, pre dáta s viacerými prvkami môže algoritmus K-means ich ľahko zoskupiť na základe informácií o ich atribútoch (vlastnosti energie fotónov). Klastrovanie K-means je iteračný algoritmus na rozdelenie dát do K neprekrývajúcich sa skupín (klastrov), kde každý pixel patrí do špecifického klastra v závislosti od priestorového rozloženia chemickej nehomogenity v mikroštrukturálnom zložení ocele. Algoritmus K-means zahŕňa dve fázy: v prvej fáze sa vypočíta K centroidov a v druhej fáze sa každému bodu priradí klaster so susednými centroidmi. Ťažisko klastra je definované ako aritmetický priemer dátových bodov (XAS spektrum) pre daný klaster. Existujú rôzne vzdialenosti na definovanie susedných centroidov ako euklidovskej vzdialenosti. Pre vstupný obrázok px,y (kde x a y sú rozlíšenie v pixeloch) je CK ťažisko zhluku; tento obrázok je potom možné segmentovať (zhlukovať) do K zhlukov pomocou K-means63. Posledné kroky algoritmu zhlukovania K-means sú:
Krok 2. Vypočítajte príslušnosť všetkých pixelov podľa aktuálneho centroidu. Napríklad sa vypočíta z euklidovskej vzdialenosti d medzi stredom a každým pixelom:
Krok 3. Priraďte každý pixel najbližšiemu ťažisku. Potom prepočítajte K polôh ťažiska takto:
Krok 4. Opakujte proces (rovnice (7) a (8)), kým sa centroidy nezblížia. Konečné výsledky kvality zhlukovania silne korelujú s najlepším výberom počiatočných centroidov. Pre dátovú štruktúru PEEM oceľových obrazov je typicky X (x × y × λ) kocka 3D dát poľa, zatiaľ čo osi x a y predstavujú priestorové informácie (rozlíšenie pixelov) a os λ zodpovedá spektrálnemu obrazu energie fotónu. Algoritmus K-means sa používa na preskúmanie oblastí záujmu v dátach X-PEEM oddelením pixelov (zhlukov alebo podblokov) podľa ich spektrálnych vlastností a extrakciou najlepších centroidov (spektrálne profily XAS) pre každý analyt. Používa sa na štúdium priestorového rozloženia, lokálnych spektrálnych zmien, oxidačného správania a chemických stavov. Napríklad algoritmus zhlukovania K-means sa použil pre oblasti Fe L-hrany a Cr L-hrany v za tepla tvárnenom a za studena valcovanom X-PEEM. Na nájdenie optimálnych zhlukov a centroidov sa testoval rôzny počet K zhlukov (oblastí mikroštruktúry). Keď sa tieto čísla zobrazia, pixely sa preradia do príslušných centroidov klastra. Každé rozloženie farieb zodpovedá stredu klastra a zobrazuje priestorové usporiadanie chemických alebo fyzikálnych objektov. Extrahované centroidy sú lineárne kombinácie čistých spektier.
Údaje podporujúce výsledky tejto štúdie sú k dispozícii na základe odôvodnenej žiadosti od príslušného autora WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváranej duplexnej nehrdzavejúcej ocele. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváranej duplexnej nehrdzavejúcej ocele. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová húževnatosť zváranej duplexnej nehrdzavejúcej ocele. 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. Lomová húževnatosť zváraných duplexných nehrdzavejúcich ocelí.Britannia. Zlomková časť. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH a Van Der Merwe, J. Odolnosť duplexných nehrdzavejúcich ocelí proti korózii vo vybraných organických kyselinách a prostredí organických kyselín/chloridov. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH a Van Der Merwe, J. Odolnosť duplexných nehrdzavejúcich ocelí proti korózii vo vybraných organických kyselinách a prostredí organických kyselín/chloridov.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. a Van Der Merwe, J. Odolnosť duplexných nehrdzavejúcich ocelí proti korózii v prostredí s niektorými organickými kyselinami a organickými kyselinami/chloridmi. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nehrdzavejúca oceľ在特定的organic酸和organic酸/chlórované prostredie的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. a Van Der Merwe, J. Odolnosť duplexných nehrdzavejúcich ocelí proti korózii vo vybraných prostrediach organických kyselín a organických kyselín/chloridov.konzervačná látka. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. a kol. Korózno-oxidačné správanie duplexných zliatin Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Šurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. a Balikoev, A. Nová generácia superduplexných ocelí pre zariadenia na výrobu plynu a ropy. Levkov, L., Šurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. a Balikoev, A. Nová generácia superduplexných ocelí pre zariadenia na výrobu plynu a ropy.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generácia superduplexných ocelí pre zariadenia na ťažbu ropy a plynu.Levkov L., Šurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generácia superduplexných ocelí pre zariadenia na ťažbu plynu a ropy. Webinár E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. a Uthaisangsuk, V. Skúmanie správania sa duplexnej nehrdzavejúcej ocele triedy 2507 pri deformácii za tepla. Metall. Kingklang, S. a Uthaisangsuk, V. Skúmanie správania sa duplexnej nehrdzavejúcej ocele triedy 2507 pri deformácii za tepla. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержейвею 2507. Metall. Kingklang, S. a Uthaisangsuk, V. Štúdia správania sa duplexnej nehrdzavejúcej ocele typu 2507 pri deformácii za tepla. 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. a Utaisansuk, V. Skúmanie správania sa duplexnej nehrdzavejúcej ocele typu 2507 pri deformácii za tepla. Kov.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. a kol. Vplyv riadeného valcovania za studena na mikroštruktúru a mechanické vlastnosti cérom modifikovanej superduplexnej nehrdzavejúcej ocele SAF 2507. alma mater. The Science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. a kol. Štrukturálne a mechanické vlastnosti vyvolané tepelnou deformáciou cérom modifikovanej superduplexnej nehrdzavejúcej ocele SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. a Zheng, K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na správanie austenitickej ocele pri vysokej teplote pri oxidácii. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. a Zheng, K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na správanie austenitickej ocele pri vysokej teplote pri oxidácii.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. a Zheng K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na správanie austenitickej ocele pri vysokoteplotnej oxidácii. 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. a Zheng K. Vplyv prvkov vzácnych zemín na správanie austenitických ocelí pri vysokoteplotnej oxidácii.koros. veda. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vplyv Ce na mikroštruktúru a vlastnosti superferitických nehrdzavejúcich ocelí 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vplyv Ce na mikroštruktúru a vlastnosti superferitických nehrdzavejúcich ocelí 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. a Sun S. Vplyv Se na mikroštruktúru a vlastnosti superferitických nehrdzavejúcich ocelí 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的傱影博 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vplyv Ce na mikroštruktúru a vlastnosti nehrdzavejúcej ocele 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vplyv Ce na mikroštruktúru a vlastnosti superferitickej nehrdzavejúcej ocele 27Cr-3,8Mo-2Ni.Železné znamenie. Steelmak 47, 67–76 (2020).