Faleminderit që vizituat Nature.com.Versioni i shfletuesit që po përdorni ka mbështetje të kufizuar për CSS.Për përvojën më të mirë, ju rekomandojmë të përdorni një shfletues të përditësuar (ose çaktivizoni modalitetin e përputhshmërisë në Internet Explorer).Ndërkohë, për të siguruar mbështetje të vazhdueshme, ne do ta bëjmë faqen pa stile dhe JavaScript.
Çeliku inox i përdorur gjerësisht dhe versionet e tij të farkëtuara janë rezistente ndaj korrozionit në kushtet e ambientit për shkak të shtresës së pasivimit të përbërë nga oksidi i kromit.Korrozioni dhe erozioni i çelikut shoqërohet tradicionalisht me shkatërrimin e këtyre shtresave, por rrallë në nivel mikroskopik, në varësi të origjinës së johomogjenitetit të sipërfaqes.Në këtë punë, heterogjeniteti kimik i sipërfaqes në shkallë nano, i zbuluar nga mikroskopi spektroskopik dhe analiza kimiometrike, dominon papritur dekompozimin dhe korrozionin e çelikut inox super dupleks të modifikuar me cerium të mbështjellë të ftohtë 2507 (SDSS) gjatë sjelljes së tij të deformimit të nxehtë.ana tjeter.Megjithëse mikroskopi fotoelektroni me rreze X tregoi mbulim relativisht uniform të shtresës natyrore Cr2O3, SDSS e mbështjellë në të ftohtë tregoi rezultate të dobëta pasivizimi për shkak të shpërndarjes së lokalizuar të nanoishujve të pasur me Fe3+ në shtresën e oksidit Fe/Cr.Kjo njohuri në nivelin atomik ofron një kuptim të thellë të korrozionit të çelikut të pandryshkshëm dhe pritet të ndihmojë në luftimin e korrozionit të metaleve të ngjashëm me aliazh të lartë.
Që nga shpikja e çelikut inox, rezistenca ndaj korrozionit të lidhjeve të ferrokromit i është atribuar kromit, i cili formon një oksid/oksihidroksid të fortë që shfaq sjellje pasivizuese në shumicën e mjediseve.Krahasuar me çeliqet inox konvencionale (austenitike dhe ferritike), çeliqet inox super dupleks (SDSS) me rezistencë më të mirë ndaj korrozionit kanë veti mekanike superiore1,2,3.Forca e rritur mekanike lejon dizajne më të lehta dhe më kompakte.Në të kundërt, SDSS-ja ekonomike ka rezistencë të lartë ndaj korrozionit të gropave dhe të çarave, duke rezultuar në një jetë më të gjatë shërbimi dhe aplikime më të gjera në kontrollin e ndotjes, kontejnerët kimikë dhe industrinë e naftës dhe gazit në det të hapur4.Megjithatë, diapazoni i ngushtë i temperaturave të trajtimit termik dhe formueshmëria e dobët pengojnë aplikimin e gjerë praktik të tij.Prandaj, SDSS është modifikuar për të përmirësuar vetitë e mësipërme.Për shembull, modifikimi Ce dhe shtesat e larta të N 6, 7, 8 u prezantuan në 2507 SDSS (Ce-2507).Një përqendrim i përshtatshëm prej 0,08 wt.% elementi i tokës së rrallë (Ce) ka një efekt të dobishëm në vetitë mekanike të DSS, pasi përmirëson rafinimin e kokrrizave dhe forcën kufitare të kokrrizave.Rezistenca ndaj konsumit dhe korrozionit, forca në tërheqje dhe forca e rrjedhshmërisë dhe punueshmëria në nxehtësi janë përmirësuar gjithashtu9.Sasi të mëdha azoti mund të zëvendësojnë përmbajtjen e shtrenjtë të nikelit, duke e bërë SDSS-në më ekonomike10.
Kohët e fundit, SDSS është deformuar plastikisht në temperatura të ndryshme (temperaturë e ulët, e ftohtë dhe e nxehtë) për të arritur veti të shkëlqyera mekanike6,7,8.Megjithatë, rezistenca e shkëlqyer ndaj korrozionit e SDSS është për shkak të pranisë së një filmi të hollë oksidi në sipërfaqe, i cili ndikohet nga shumë faktorë, si prania e shumë fazave me kufij të ndryshëm kokrrizash, precipitate të padëshiruara dhe reagime të ndryshme.deformohet mikrostruktura e brendshme johomogjene e fazave të ndryshme austenitike dhe ferritike 7 .Prandaj, studimi i vetive të mikrodomaineve të filmave të tillë në nivelin e strukturës elektronike është i një rëndësie vendimtare për të kuptuar korrozionin SDSS dhe kërkon teknika komplekse eksperimentale.Deri më tani, metodat e ndjeshme ndaj sipërfaqes si spektroskopia e elektroneve Auger11 dhe spektroskopia e fotoelektroneve me rreze X12,13,14,15 si dhe sistemi i fotoelektroneve të forta me rreze X dallojnë, por shpesh nuk arrijnë të ndajnë, gjendjet kimike të të njëjtit element në pika të ndryshme të hapësirës në shkallën nano.Disa studime të fundit kanë lidhur oksidimin lokal të kromit me sjelljen e vëzhguar ndaj korrozionit të 17 çeliqeve inox austenitikë, 18 çeliqeve inox martensitikë dhe SDSS 19, 20. Megjithatë, këto studime janë fokusuar kryesisht në efektin e heterogjenitetit të Cr (p.sh., gjendja e rezistencës ndaj oksidimit Cr3+ në korrozion.)Heterogjeniteti anësor në gjendjet e oksidimit të elementeve mund të shkaktohet nga komponime të ndryshme me të njëjtat elementë përbërës, siç janë oksidet e hekurit.Këto komponime trashëgojnë një madhësi të vogël të përpunuar termomekanikisht afër njëra-tjetrës, por ndryshojnë në përbërje dhe gjendje oksidimi16,21.Prandaj, zbulimi i shkatërrimit të filmave të oksidit dhe më pas gropa kërkon një kuptim të johomogjenitetit të sipërfaqes në nivel mikroskopik.Pavarësisht këtyre kërkesave, vlerësimet sasiore si heterogjeniteti i oksidimit anësor, veçanërisht i hekurit në shkallën nano/atomike, ende mungojnë dhe rëndësia e tyre për rezistencën ndaj korrozionit mbetet e paeksploruar.Deri kohët e fundit, gjendja kimike e elementeve të ndryshëm, si Fe dhe Ca, përshkruhej në mënyrë sasiore në mostrat e çelikut duke përdorur mikroskopin e butë fotoelektronik me rreze X (X-PEEM) në objektet e rrezatimit sinkrotron në shkallë nano.Kombinuar me teknikat kimikisht të ndjeshme të spektroskopisë së përthithjes së rrezeve X (XAS), X-PEEM mundëson matjen XAS me rezolucion të lartë hapësinor dhe spektral, duke ofruar informacion kimik për përbërjen elementare dhe gjendjen e tij kimike me rezolucion hapësinor deri në shkallën nanometrike 23 .Ky vëzhgim spektroskopik i vendit të fillimit nën një mikroskop lehtëson eksperimentet kimike lokale dhe mund të demonstrojë në mënyrë hapësinore ndryshime kimike të paeksploruara më parë në shtresën e Fe.
Ky studim zgjeron avantazhet e PEEM në zbulimin e dallimeve kimike në shkallë nano dhe paraqet një metodë të hollësishme të analizës së sipërfaqes në nivel atomik për të kuptuar sjelljen e korrozionit të Ce-2507.Ai përdor të dhënat kimiometrike të grupimit K-means24 për të hartuar përbërjen kimike globale (heterogjenitetin) e elementeve të përfshirë, me gjendjet e tyre kimike të paraqitura në një paraqitje statistikore.Ndryshe nga rasti tradicional i korrozionit të shkaktuar nga prishja e filmit të oksidit të kromit, pasivizimi i dobët aktual dhe rezistenca e dobët ndaj korrozionit i atribuohen nanoishujve të lokalizuar të pasur me Fe3+ pranë shtresës së oksidit Fe/Cr, që mund të jetë rezultat i oksideve mbrojtëse.Në vendin e prishjes, formohet një film që shkakton korrozion.
Sjellja korrozive e SDSS 2507 të deformuar u vlerësua fillimisht duke përdorur matje elektrokimike.Në fig.Figura 1 tregon kurbat Nyquist dhe Bode për mostrat e përzgjedhura në tretësirat ujore acidike (pH = 1) të FeCl3 në temperaturën e dhomës.Elektroliti i përzgjedhur vepron si një agjent i fortë oksidues, duke karakterizuar tendencën e prishjes së filmit të pasivimit.Megjithëse materiali nuk iu nënshtrua gropave të qëndrueshme në temperaturën e dhomës, këto analiza dhanë një pasqyrë të ngjarjeve të mundshme të dështimit dhe proceseve pas korrozionit.Qarku ekuivalent (Fig. 1d) është përdorur për të përshtatur spektrat e spektroskopisë së impedancës elektrokimike (EIS) dhe rezultatet përkatëse të montimit janë paraqitur në tabelën 1. Gjatë testimit të mostrave të trajtuar me tretësirë ​​dhe të punuar në nxehtësi u shfaqën gjysëm rrathë jo të plotë, ndërsa gjysmë rrathët përkatës të ngjeshur ishin të mbështjellë në të ftohtë (Fig. 1b).Në spektrin EIS, rrezja gjysmërrethore mund të konsiderohet si rezistenca e polarizimit (Rp) 25,26.Rp e SDSS të trajtuar me tretësirë ​​në tabelën 1 është rreth 135 kΩ cm-2, megjithatë për SDSS të punuar në nxehtë dhe të mbështjellë në të ftohtë mund të shohim vlera shumë më të ulëta përkatësisht 34,7 dhe 2,1 kΩ cm–2.Kjo rënie e konsiderueshme në Rp tregon një efekt të dëmshëm të deformimit plastik në pasivimin dhe rezistencën ndaj korrozionit, siç tregohet në raportet e mëparshme 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Diagramet e impedancës dhe fazës Bode, dhe një model qarku ekuivalent për d, ku RS është rezistenca e elektrolitit, Rp është rezistenca e polarizimit dhe QCPE është oksidi i elementit të fazës konstante që përdoret për të modeluar kapacitetin jo-ideal (n) .Matjet EIS u kryen në potencial pa ngarkesë.
Konstantet e rendit të parë tregohen në diagramin Bode dhe pllaja e frekuencës së lartë përfaqëson rezistencën e elektrolitit RS26.Ndërsa frekuenca zvogëlohet, impedanca rritet dhe gjendet një kënd negativ fazor, që tregon mbizotërimin e kapacitetit.Këndi i fazës rritet, duke ruajtur vlerën e tij maksimale në një gamë relativisht të gjerë frekuence, dhe më pas zvogëlohet (Fig. 1c).Megjithatë, në të tre rastet kjo vlerë maksimale është ende më e vogël se 90°, duke treguar një sjellje jo-ideale kapacitore për shkak të dispersionit kapacitiv.Kështu, elementi i fazës konstante QCPE (CPE) përdoret për të përfaqësuar shpërndarjen e kapacitetit ndërfaqesor që rrjedh nga vrazhdësia ose johomogjeniteti i sipërfaqes, veçanërisht në aspektin e shkallës atomike, gjeometrisë fraktale, porozitetit të elektrodës, potencialit jo uniform dhe shpërndarjes së rrymës në varësi të sipërfaqes.Gjeometria e elektrodës31,32.Impedanca CPE:
ku j është numri imagjinar dhe ω është frekuenca këndore.QCPE është një konstante e pavarur nga frekuenca proporcionale me zonën e hapur aktive të elektrolitit.n është një numër fuqie pa dimension që përshkruan devijimin nga sjellja ideale kapacitore e një kondensatori, p.sh. sa më afër n është 1, aq më afër CPE është kapaciteti i pastër dhe nëse n është afër zeros, është rezistencë.Një devijim i vogël prej n, afër 1, tregon sjelljen jo-ideale kapacitore të sipërfaqes pas testimit të polarizimit.QCPE e SDSS të mbështjellë të ftohtë është shumë më e lartë se produktet e ngjashme, që do të thotë se cilësia e sipërfaqes është më pak uniforme.
Në përputhje me shumicën e vetive të rezistencës ndaj korrozionit të çeliqeve inox, përmbajtja relativisht e lartë e Cr e SDSS përgjithësisht rezulton në rezistencë superiore ndaj korrozionit të SDSS për shkak të pranisë së një filmi oksidi mbrojtës pasiv në sipërfaqe17.Ky film pasivizues është zakonisht i pasur me okside dhe/ose hidrokside Cr3+, duke integruar kryesisht okside Fe2+, Fe3+ dhe/ose (oksi)hidrokside 33 .Megjithë uniformitetin e njëjtë të sipërfaqes, shtresën e oksidit pasivizues dhe pa thyerje të dukshme në sipërfaqe, siç përcaktohet nga imazhet mikroskopike, 6,7 sjellja e korrozionit të SDSS të punuar në nxehtë dhe të mbështjellë në të ftohtë është e ndryshme dhe për këtë arsye kërkon studim të thelluar të mikrostrukturës së deformimit dhe karakteristikës strukturore të çelikut.
Mikrostruktura e çelikut inox të deformuar u hetua në mënyrë sasiore duke përdorur rreze X të brendshme dhe sinkrotronike me energji të lartë (Figurat suplementare 1, 2).Një analizë e detajuar është dhënë në Informacionin Suplementar.Edhe pse kjo kryesisht korrespondon me llojin e fazës kryesore, dallimet u gjetën në fraksionet vëllimore të fazave, të cilat janë renditur në tabelën plotësuese 1. Ndryshimi mund të jetë për shkak të fraksionit fazor heterogjen në sipërfaqe dhe fraksionit vëllimor (XRD) që i nënshtrohet thellësisë së ndryshme të zbulimit me përdorimin e difraksionit të rrezeve X me burime të ndryshme energjetike të incidenteve të fotove.Përqindja relativisht më e lartë e austenitit në ekzemplarët e mbështjellë në të ftohtë, e përcaktuar me XRD nga një burim laboratorik, tregon pasivizim më të mirë dhe më pas rezistencë më të mirë ndaj korrozionit35, ndërsa rezultatet më të sakta dhe statistikore tregojnë tendenca të kundërta në përmasat fazore.Për më tepër, rezistenca ndaj korrozionit të çelikut varet edhe nga shkalla e rafinimit të kokrrizave, zvogëlimi i madhësisë së kokrrizave, rritja e mikrodeformimeve dhe densiteti i dislokimit që ndodhin gjatë trajtimit termomekanik36,37,38.Ekzemplarët e punuar në nxehtësi shfaqin një natyrë më kokrra, që tregon për kokrrizat me madhësi mikron, ndërsa unazat e lëmuara të vëzhguara në ekzemplarët e mbështjellë në të ftohtë (Fig. 3 plotësuese) tregojnë përsosje të konsiderueshme të kokrrizave në shkallë nano në punën e mëparshme6, e cila duhet të kontribuojë në pasivimin e filmit.formimi dhe rritja e rezistencës ndaj korrozionit.Dendësia më e lartë e dislokimit zakonisht shoqërohet me rezistencë më të ulët ndaj gropës, e cila pajtohet mirë me matjet elektrokimike.
Ndryshimet në gjendjet kimike të mikrodomineve të elementeve elementare janë studiuar sistematikisht duke përdorur X-PEEM.Pavarësisht nga bollëku i elementëve aliazh, Cr, Fe, Ni dhe Ce39 u zgjodhën këtu sepse Cr është elementi kryesor për formimin e filmit të pasivimit, Fe është elementi kryesor në çelik dhe Ni rrit pasivimin dhe balancon strukturën e fazës ferrit-austenitike dhe qëllimin e modifikimit të Ce.Duke rregulluar energjinë e rrezatimit sinkrotron, RAS u mbulua nga sipërfaqja me tiparet kryesore të Cr (buzë L2.3), Fe (buzë L2.3), Ni (buzë L2.3) dhe Ce (buzë M4.5).formimi i nxehtë dhe rrotullimi i ftohtë Ce-2507 SDSS.Analiza e duhur e të dhënave është kryer duke përfshirë kalibrimin e energjisë me të dhënat e publikuara (p.sh. XAS 40, 41 në Fe L2, 3 skaje).
Në fig.Figura 2 tregon imazhet X-PEEM të Ce-2507 SDSS të punuara në nxehtësi (Fig. 2a) dhe të mbështjellë në ftohtë (Fig. 2d) dhe skajet përkatëse XAS të Cr dhe Fe L2,3 në vende të shënuara individualisht.Skaji L2,3 i XAS heton gjendjet 3d të papushtuara pas fotoeksitimit të elektronit në nivelet e ndarjes së orbitës spin 2p3/2 (buza L3) dhe 2p1/2 (buza L2).Informacioni rreth gjendjes së valencës së Cr u mor nga XAS në skajin L2,3 në Fig. 2b, e.Krahasimi me gjyqtarët.42,43 treguan se katër maja u vëzhguan pranë skajit L3, të quajtura A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) dhe D (582.2 eV), duke reflektuar Cr3+ oktaedral, që korrespondon me jonin Cr2O3.Spektrat eksperimentale pajtohen me llogaritjet teorike të treguara në panelet b dhe e, të marra nga llogaritjet e shumta të fushës kristalore në ndërfaqen Cr L2.3 duke përdorur një fushë kristalore prej 2.0 eV44.Të dy sipërfaqet e SDSS të punuar në nxehtë dhe të mbështjellë të ftohtë janë të veshura me një shtresë relativisht uniforme të Cr2O3.
një imazh termik X-PEEM i SDSS të deformuar termikisht që korrespondon me skajin b Cr L2.3 dhe skajin c Fe L2.3, d imazhin termik X-PEEM të SDSS të mbështjellë të ftohtë që korrespondon me skajin e Cr L2.3 dhe f Fe L2 .3 anën e skajit ( f).Spektrat XAS vizatohen në pozicione të ndryshme hapësinore të shënuara në imazhet termike (a, d), vijat me pika portokalli në (b) dhe (e) përfaqësojnë spektrat e simuluar XAS të Cr3+ me një vlerë të fushës kristalore prej 2.0 eV.Për imazhet X-PEEM, përdorni një gamë termike për të përmirësuar lexueshmërinë e imazhit, ku ngjyrat nga blu në të kuqe janë proporcionale me intensitetin e përthithjes së rrezeve X (nga e ulëta në e lartë).
Pavarësisht nga mjedisi kimik i këtyre elementëve metalikë, gjendja kimike e shtesave të elementeve aliazh Ni dhe Ce për të dy mostrat mbeti e pandryshuar.Vizatim shtesë.Figura 5-9 tregojnë imazhet X-PEEM dhe spektrat korrespondues XAS për Ni dhe Ce në pozicione të ndryshme në sipërfaqen e ekzemplarëve të punuar në nxehtësi dhe të mbështjellë në të ftohtë.Ni XAS tregon gjendjet e oksidimit të Ni2+ në të gjithë sipërfaqen e matur të ekzemplarëve të punuar në nxehtësi dhe të petëzuar në të ftohtë (Diskutim plotësues).Duhet theksuar se, në rastin e mostrave të punuara në nxehtësi, sinjali XAS i Ce nuk është vërejtur, ndërsa në rastin e kampioneve të petëzuara në të ftohtë, spektri i Ce3+.Vëzhgimi i njollave Ce në kampionet e mbështjellë të ftohtë tregoi se Ce shfaqet kryesisht në formën e precipitateve.
Në SDSS të deformuar termikisht, nuk u vu re asnjë ndryshim strukturor lokal në XAS në skajin Fe L2,3 (Fig. 2c).Megjithatë, matrica e Fe ndryshon mikro-rajonalisht gjendjen e saj kimike në shtatë pika të zgjedhura rastësisht të SDSS-së të mbështjellë të ftohtë, siç tregohet në Fig. 2f.Përveç kësaj, për të marrë një ide të saktë të ndryshimeve në gjendjen e Fe në vendet e përzgjedhura në Fig. 2f, u kryen studime lokale të sipërfaqes (Fig. 3 dhe Fig. Suplementare 10) në të cilat u zgjodhën rajone rrethore më të vogla.Spektrat XAS të skajit Fe L2,3 të sistemeve α-Fe2O3 dhe oksideve tetëedrale Fe2+ u modeluan nga llogaritjet e fushave të shumta kristalore duke përdorur fusha kristalore prej 1.0 (Fe2+) dhe 1.0 (Fe3+)44. Vëmë re se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri të ndryshme lokale45,46, Fe3O4 ka kombinim të dy Fe2+ dhe Fe3+,47 dhe FeO45 si një oksid zyrtarisht dyvalent Fe2+ (3d6). Vëmë re se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri të ndryshme lokale45,46, Fe3O4 ka një kombinim të dy Fe2+ dhe Fe3+,47 dhe FeO45 si një oksid zyrtarisht dyvalent Fe2+ (3d6).Vini re se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri të ndryshme lokale45,46, Fe3O4 kombinon të dy Fe2+ dhe Fe3+,47 dhe FeO45 në formën e oksidit dyvalent Fe2+ (3d6).Vini re se α-Fe2O3 dhe γ-Fe2O3 kanë simetri të ndryshme lokale45,46, Fe3O4 ka një kombinim të Fe2+ dhe Fe3+,47 dhe FeO45 vepron si një oksid zyrtar dyvalent Fe2+ (3d6).Të gjithë jonet Fe3+ në α-Fe2O3 kanë vetëm pozicione Oh, ndërsa γ-Fe2O3 zakonisht përfaqësohet nga Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3] p.sh. spineli O4 me vende të lira në p.sh. pozicione.Prandaj, jonet Fe3+ në γ-Fe2O3 kanë pozicione Td dhe Oh.Siç u përmend në një punim të mëparshëm,45 megjithëse raporti i intensitetit të të dyjave është i ndryshëm, raporti i intensitetit të tyre p.sh./t2g është ≈1, ndërsa në këtë rast raporti i intensitetit të vëzhguar p.sh./t2g është rreth 1. Kjo përjashton mundësinë që në situatën aktuale të jetë i pranishëm vetëm Fe3+.Duke marrë parasysh rastin e Fe3O4 me Fe2+ dhe Fe3+, tipari i parë, i cili dihet se ka një buzë L3 më të dobët (më të fortë) për Fe, tregon një numër më të vogël (më të madh) të gjendjeve t2g të pabanuara.Kjo vlen për Fe2+ (Fe3+), që tregon se tipari i parë i rritjes tregon një rritje të përmbajtjes së Fe2+47.Këto rezultate tregojnë se bashkëjetesa e Fe2+ dhe γ-Fe2O3, α-Fe2O3 dhe/ose Fe3O4 dominon në sipërfaqen e mbështjellë të ftohtë të kompoziteve.
Imazhet e imazheve termike të fotoelektroneve të zmadhuara të spektrave XAS (a, c) dhe (b, d) që kalojnë skajin Fe L2,3 në pozicione të ndryshme hapësinore brenda rajoneve të zgjedhura 2 dhe E në Fig.2d.
Të dhënat eksperimentale të marra (Fig. 4a dhe Fig. Suplementare 11) vizatohen dhe krahasohen me të dhënat për komponimet e pastra 40, 41, 48. Tre lloje të ndryshme të spektrave XAS të Fe L të vëzhguara eksperimentalisht (XAS- 1, XAS-2 dhe XAS-3: Fig. 4a).Në veçanti, spektri 2-a (i shënuar si XAS-1) në figurën 3b i ndjekur nga spektri 2-b (etiketuar XAS-2) u vëzhgua në të gjithë zonën e zbulimit, ndërsa spektrat si E-3 u vëzhguan në figurën 3d (etiketuar XAS-3) u vëzhguan në vende specifike.Si rregull, katër parametra janë përdorur për të identifikuar gjendjet ekzistuese të valencës në kampionin në studim: (1) karakteristikat spektrale L3 dhe L2, (2) pozicionet energjetike të karakteristikave L3 dhe L2, (3) diferenca e energjisë L3-L2., ( 4) raporti i intensitetit L2/L3.Sipas vëzhgimeve vizuale (Fig. 4a), të tre komponentët e Fe, përkatësisht Fe0, Fe2+ dhe Fe3+, janë të pranishëm në sipërfaqen SDSS në studim.Raporti i llogaritur i intensitetit L2/L3 tregoi gjithashtu praninë e të tre komponentëve.
një spektër i simuluar XAS i Fe me tre të dhëna të ndryshme eksperimentale të vëzhguara (vijat e ngurta XAS-1, XAS-2 dhe XAS-3 korrespondojnë me 2-a, 2-b dhe E-3 në Fig. 2 dhe 3) Krahasimi , Tetëkëndorët Fe2+, Fe3+ me vlerat e fushës kristalore të matura prej 1,0 eV, respektivisht, me të dhëna d, eV dhe d. , XAS-2, XAS-3) dhe të dhënat përkatëse të optimizuara LCF (vijë e zezë e ngurtë), si dhe në formën e spektrit XAS-3 me standardet Fe3O4 (gjendje e përzier Fe) dhe Fe2O3 (Fe3+ i pastër).
Një përshtatje e kombinimit linear (LCF) e tre standardeve 40, 41, 48 u përdor për të përcaktuar sasinë e përbërjes së oksidit të hekurit.LCF u zbatua për tre spektra të zgjedhur XAS me skajet Fe L që tregojnë kontrastin më të lartë, përkatësisht XAS-1, XAS-2 dhe XAS-3, siç tregohet në Fig. 4b-d.Për pajisjet LCF, 10% Fe0 është marrë parasysh në të gjitha rastet për faktin se kemi vërejtur një parvaz të vogël në të gjitha të dhënat, si dhe për faktin se hekuri metalik është përbërësi kryesor i çelikut. Në të vërtetë, thellësia e provës së X-PEEM për Fe (~6 nm)49 është më e madhe se trashësia e vlerësuar e shtresës së oksidimit (pak > 4 nm), duke lejuar zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) nën shtresën e pasivimit. Në të vërtetë, thellësia e provës së X-PEEM për Fe (~6 nm)49 është më e madhe se trashësia e vlerësuar e shtresës së oksidimit (pak > 4 nm), duke lejuar zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) nën shtresën e pasivimit. Deystvitlьno, probnaya glubina X-PEEM për Fe (~ 6 nm) 49 më shumë, nëse do të paraqesë fjalën okislenia (numër > 4 nm), që do të ndihmojë në përcjelljen e një sinjali nga hekurudha (Faqja e rrjetit). Në të vërtetë, thellësia e sondës X-PEEM për Fe (~6 nm)49 është më e madhe se trashësia e supozuar e shtresës së oksidimit (pak >4 nm), gjë që bën të mundur zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) nën shtresën e pasivimit.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慉（略厚度慉（略> 4 nm）化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大 于 的 氧化层 厚慦 略 略 弉 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信塏 信塏信号Актически, глина онарожения fe (~ 6 н glumb) 49 с пмощщ ю X-PEEM болше, чем п н ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ч ччоher тозвоgarяет онароживать сигнал о железной матрицы (fe0) ниже пссивирriz. Në fakt, thellësia e zbulimit të Fe (~ 6 nm) 49 nga X-PEEM është më e madhe se trashësia e pritur e shtresës së oksidit (pak > 4 nm), e cila lejon zbulimin e sinjalit nga matrica e hekurit (Fe0) nën shtresën e pasivimit. .Kombinime të ndryshme të Fe2+ dhe Fe3+ u kryen për të gjetur zgjidhjen më të mirë të mundshme për të dhënat eksperimentale të vëzhguara.Në fig.4b tregon spektrin XAS-1 për kombinimin e Fe2+ dhe Fe3+, ku proporcionet e Fe2+ dhe Fe3+ ishin të ngjashme me rreth 45%, duke treguar gjendje të përziera të oksidimit të Fe.Ndërsa për spektrin XAS-2, përqindja e Fe2+ dhe Fe3+ bëhet përkatësisht ~30% dhe 60%.Fe2+ ​​është më pak se Fe3+.Raporti i Fe2+ me Fe3, i barabartë me 1:2, do të thotë se Fe3O4 mund të formohet në të njëjtin raport midis joneve të Fe.Për më tepër, për spektrin XAS-3, përqindja e Fe2+ dhe Fe3+ bëhet ~10% dhe 80%, gjë që tregon një konvertim më të lartë të Fe2+ në Fe3+.Siç u përmend më lart, Fe3+ mund të vijë nga α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ose Fe3O4.Për të kuptuar burimin më të mundshëm të Fe3+, spektri XAS-3 u vizatua me standarde të ndryshme Fe3+ në Figurën 4e, duke treguar ngjashmëri me të dy standardet kur merret parasysh kulmi B.Megjithatë, intensiteti i majave të shpatullave (A: nga Fe2+) dhe raporti i intensitetit B/A tregojnë se spektri i XAS-3 është i afërt, por nuk përkon me spektrin e γ-Fe2O3.Krahasuar me γ-Fe2O3 pjesa më e madhe, maja Fe 2p XAS e A SDSS ka një intensitet pak më të lartë (Fig. 4e), që tregon një intensitet më të lartë të Fe2+.Megjithëse spektri i XAS-3 është i ngjashëm me atë të γ-Fe2O3, ku Fe3+ është i pranishëm në pozicionet Oh dhe Td, identifikimi i gjendjeve të ndryshme të valencës dhe koordinimi vetëm përgjatë skajit L2,3 ose raportit të intensitetit L2/L3 mbetet problem.një temë e diskutimit të vazhdueshëm për shkak të kompleksitetit të faktorëve të ndryshëm që ndikojnë në spektrin përfundimtar41.
Përveç dallimeve spektrale në gjendjen kimike të rajoneve të përzgjedhura me interes të përshkruara më sipër, heterogjeniteti kimik global i elementeve kyç Cr dhe Fe u vlerësua gjithashtu duke klasifikuar të gjitha spektrat XAS të marra në sipërfaqen e mostrës duke përdorur metodën e grupimit K-means..Profilet e skajeve Cr L janë vendosur për të formuar dy grupime optimale të shpërndara hapësinore në ekzemplarët e punuar me mbështjellje të nxehtë dhe të ftohtë të paraqitur në Fig.5. Është e qartë se asnjë ndryshim strukturor lokal nuk perceptohet si i ngjashëm, pasi dy centroidet e spektrave XAS Cr janë të krahasueshme.Këto forma spektrale të dy grupimeve janë pothuajse identike me ato që korrespondojnë me Cr2O342, që do të thotë se shtresat Cr2O3 janë relativisht të barabarta në SDSS.
Cr L K-do të thotë grupime të rajonit të skajit, dhe b është centroidet përkatëse XAS.Rezultatet e krahasimit K-means X-PEEM të SDSS-së të mbështjellë në të ftohtë: c Cr L2.3 rajoni skajor i grupimeve K-means dhe d centroidet XAS korresponduese.
Për të ilustruar hartat më komplekse të skajeve FeL, katër dhe pesë grupime të optimizuara dhe centroidet e tyre të lidhura (profilet spektrale) u përdorën respektivisht për ekzemplarët e punuar në të nxehtë dhe me mbështjellje të ftohtë.Prandaj, përqindja (%) e Fe2+ dhe Fe3+ mund të merret duke vendosur LCF të paraqitur në Fig.4.Potenciali pseudoelektrod Epseudo si funksion i Fe0 u përdor për të zbuluar johomogjenitetin mikrokimik të filmit të oksidit sipërfaqësor.Epseudo vlerësohet përafërsisht nga rregulli i përzierjes,
ku \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) është e barabartë me \(\rm{Fe} + 2e^ – \ deri në \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), përkatësisht 0,440 dhe 0,036 V.Rajonet me një potencial më të ulët kanë një përmbajtje më të lartë të përbërjes Fe3+.Shpërndarja e potencialit në mostrat e deformuara termikisht ka një karakter shtresor me një ndryshim maksimal prej rreth 0,119 V (Fig. 6a, b).Kjo shpërndarje potenciale është e lidhur ngushtë me topografinë e sipërfaqes (Fig. 6a).Nuk u vunë re ndryshime të tjera të varura nga pozicioni në brendësinë laminare themelore (Fig. 6b).Përkundrazi, për lidhjen e oksideve të ndryshme me përmbajtje të ndryshme të Fe2+ dhe Fe3+ në SDSS të mbështjellë të ftohtë, mund të vërehet një natyrë jo uniforme e pseudopotencialit (Fig. 6c, d).Oksidet Fe3+ dhe/ose (oksi)hidroksidet janë përbërësit kryesorë të ndryshkut në çelik dhe janë të depërtueshëm ndaj oksigjenit dhe ujit50.Në këtë rast, ishujt e pasur me Fe3+ konsiderohen të shpërndara në nivel lokal dhe mund të konsiderohen si zona të gërryera.Në të njëjtën kohë, gradienti në fushën potenciale, në vend të vlerës absolute të potencialit, mund të përdoret si një tregues për lokalizimin e vendeve aktive të korrozionit.Kjo shpërndarje e pabarabartë e Fe2+ dhe Fe3+ në sipërfaqen e SDSS të mbështjellë të ftohtë mund të ndryshojë kiminë lokale dhe të sigurojë një sipërfaqe aktive më praktike në prishjen e filmit të oksidit dhe reaksionet e korrozionit, duke lejuar kështu korrozionin e vazhdueshëm të matricës metalike bazë, duke rezultuar në korrozion të brendshëm.heterogjeniteti i vetive dhe zvogëlimi i vetive mbrojtëse të shtresës pasivizuese.
K-nënkupton grupimet dhe centroidet përkatëse XAS në rajonin e skajit Fe L2.3 të X-PEEM ac të deformuar në nxehtësi dhe df të SDSS me mbështjellje të ftohtë.a, d K-nënkupton parcelat e grupimeve të mbivendosura në imazhet X-PEEM.Potenciali i llogaritur i pseudoelektrodës (Epseudo) përmendet së bashku me grafikun e grupimit K-means.Shkëlqimi i imazhit X-PEEM, si ngjyra në figurën 2, është proporcional me intensitetin e përthithjes së rrezeve X.
Cr relativisht i njëtrajtshëm, por gjendja kimike e ndryshme e Fe çon në dëmtime të ndryshme të filmit oksid dhe modele korrozioni në Ce-2507 të punuar në të nxehtë dhe të petëzuar në të ftohtë.Kjo veti e Ce-2507 e petëzuar në të ftohtë është studiuar mirë.Në lidhje me formimin e oksideve dhe hidroksideve të Fe në ajrin e ambientit në këtë punë pothuajse neutrale, reagimet janë si më poshtë:
Reagimet e mësipërme ndodhin në skenarët e mëposhtëm bazuar në analizën X-PEEM.Një shpatull i vogël që korrespondon me Fe0 është i lidhur me hekurin metalik themelor.Reagimi i Fe metalik me mjedisin rezulton në formimin e një shtrese Fe(OH)2 (ekuacioni (5)), i cili rrit sinjalin Fe2+ në XAS me skajin Fe L.Ekspozimi i zgjatur ndaj ajrit mund të rezultojë në formimin e oksideve Fe3O4 dhe/ose Fe2O3 pas Fe(OH)252,53.Dy forma të qëndrueshme të Fe, Fe3O4 dhe Fe2O3, mund të formohen gjithashtu në shtresën mbrojtëse të pasur me Cr3+, prej të cilave Fe3O4 preferon një strukturë uniforme dhe ngjitëse.Prania e të dyjave rezulton në gjendje të përziera oksidimi (spektri XAS-1).Spektri XAS-2 kryesisht korrespondon me Fe3O4.Ndërsa vëzhgimi i spektrave XAS-3 në disa vende tregoi shndërrim të plotë në γ-Fe2O3.Meqenëse thellësia e depërtimit të rrezeve X të shpalosura është rreth 50 nm, sinjali nga shtresa e poshtme rezulton në një intensitet më të lartë të pikut A.
Spektri XPA tregon se komponenti Fe në filmin e oksidit ka një strukturë shtresore të kombinuar me një shtresë oksidi Cr.Ndryshe nga shenjat e pasivimit për shkak të johomogjenitetit lokal të Cr2O3 gjatë korrozionit, pavarësisht shtresës uniforme të Cr2O3 në këtë punim, në këtë rast vërehet rezistencë e ulët ndaj korrozionit, veçanërisht për ekzemplarët e mbështjellë të ftohtë.Sjellja e vëzhguar mund të kuptohet si heterogjeniteti i gjendjes së oksidimit kimik në shtresën e sipërme (Fe), e cila ndikon në performancën e korrozionit.Për shkak të të njëjtës stekiometri të shtresës së sipërme (oksidi i hekurit) dhe shtresës së poshtme (oksidi i kromit)52,53 ndërveprimi më i mirë (ngjitja) midis tyre çon në transportin e ngadaltë të joneve metalike ose të oksigjenit në grilë, gjë që, nga ana tjetër, çon në një rritje të rezistencës ndaj korrozionit.Prandaj, një raport stoikiometrik i vazhdueshëm, dmth një gjendje oksidimi i Fe, është i preferuar nga ndryshimet e menjëhershme stekiometrike.SDSS e deformuar nga nxehtësia ka një sipërfaqe më uniforme, një shtresë mbrojtëse më të dendur dhe rezistencë më të mirë ndaj korrozionit.Ndërsa për SDSS me mbështjellje të ftohtë, prania e ishujve të pasur me Fe3+ nën shtresën mbrojtëse cenon integritetin e sipërfaqes dhe shkakton korrozion galvanik me nënshtresën e afërt, gjë që çon në një rënie të mprehtë të Rp (Tabela 1).Spektri EIS dhe rezistenca e tij ndaj korrozionit janë zvogëluar.Mund të shihet se shpërndarja lokale e ishujve të pasur me Fe3+ për shkak të deformimit plastik ndikon kryesisht në rezistencën ndaj korrozionit, e cila është një përparim në këtë punë.Kështu, ky studim paraqet imazhe mikroskopike spektroskopike të reduktimit të rezistencës ndaj korrozionit të mostrave SDSS të studiuara me metodën e deformimit plastik.
Për më tepër, megjithëse aliazhimi me elementë të tokës të rrallë në çeliqet dyfazore tregon performancë më të mirë, ndërveprimi i këtij elementi shtesë me një matricë çeliku individuale për sa i përket sjelljes së korrozionit sipas të dhënave të mikroskopisë spektroskopike mbetet i pakapshëm.Shfaqja e sinjaleve Ce (nëpërmjet skajeve XAS M) shfaqet vetëm në disa vende gjatë rrotullimit të ftohtë, por zhduket gjatë deformimit të nxehtë të SDSS, duke treguar reshje lokale të Ce në matricën e çelikut, në vend të lidhjes homogjene.Ndërsa nuk përmirëson ndjeshëm vetitë mekanike të SDSS6,7, prania e elementeve të tokës së rrallë redukton madhësinë e përfshirjeve dhe mendohet se pengon gropa në rajonin fillestar54.
Si përfundim, kjo punë zbulon efektin e heterogjenitetit të sipërfaqes në korrozionin e 2507 SDSS të modifikuar me cerium duke përcaktuar sasinë e përmbajtjes kimike të përbërësve në shkallë nano.Ne i përgjigjemi pyetjes pse çeliku inox gërryhet edhe nën një shtresë mbrojtëse oksidi duke matur mikrostrukturën e tij, kiminë e sipërfaqes dhe përpunimin e sinjalit duke përdorur grupimin e mjeteve K.Është vërtetuar se ishujt e pasur me Fe3+, duke përfshirë koordinimin e tyre oktaedral dhe tetraedral përgjatë gjithë veçorisë së përzier Fe2+/Fe3+, janë burimi i dëmtimit dhe korrozionit të filmit oksid të mbështjellë të ftohtë SDSS.Nanoishujt e dominuar nga Fe3+ çojnë në rezistencë të dobët ndaj korrozionit edhe në prani të një shtrese të mjaftueshme pasivizuese stoikiometrike Cr2O3.Përveç përparimeve metodologjike në përcaktimin e efektit të heterogjenitetit kimik në shkallë nano në korrozion, puna e vazhdueshme pritet të frymëzojë proceset inxhinierike për të përmirësuar rezistencën ndaj korrozionit të çeliqeve inox gjatë prodhimit të çelikut.
Për të përgatitur shufrën Ce-2507 SDSS të përdorur në këtë studim, një përbërje e përzier që përfshin aliazh kryesor Fe-Ce të mbyllur me një tub hekuri të pastër u shkri në një furrë induksioni me frekuencë mesatare 150 kg për të prodhuar çelik të shkrirë dhe u derdh në një kallëp.Përbërjet kimike të matura (wt%) janë renditur në tabelën plotësuese 2. Shufrat fillimisht farkëtohen në blloqe të nxehtë.Më pas u pjek në 1050°C për 60 minuta për të marrë çelikun në gjendje të tretësirës së ngurtë dhe më pas u shua në ujë në temperaturën e dhomës.Mostrat e studiuara u studiuan në detaje duke përdorur TEM dhe DOE për të studiuar fazat, madhësinë e kokrrizave dhe morfologjinë.Informacion më të detajuar rreth mostrave dhe procesit të prodhimit mund të gjendet në burime të tjera6,7.
Mostrat cilindrike (φ10 mm×15 mm) për ngjeshje të nxehtë u përpunuan në mënyrë që boshti i cilindrit të ishte paralel me drejtimin e deformimit të bllokut.Kompresimi me temperaturë të lartë u krye në temperatura të ndryshme në intervalin 1000-1150°C duke përdorur një simulator termik Gleeble-3800 me një shkallë sforcimi konstante në intervalin 0,01-10 s-1.Përpara deformimit, mostrat u ngrohën në një shpejtësi prej 10 °C s-1 për 2 minuta në një temperaturë të zgjedhur për të eliminuar gradientin e temperaturës.Pas arritjes së uniformitetit të temperaturës, kampioni u deformua në një vlerë të vërtetë deformimi prej 0.7.Pas deformimit, mostrat u shuan menjëherë me ujë për të ruajtur strukturën e deformuar.Mostra e ngurtësuar pritet më pas paralelisht me drejtimin e ngjeshjes.Për këtë studim të veçantë, ne zgjodhëm një ekzemplar me një gjendje deformimi të nxehtë prej 1050°C, 10 s-1 sepse mikrofortësia e vëzhguar ishte më e lartë se ekzemplarët e tjerë7.
Mostrat masive (80 × 10 × 17 mm3) të tretësirës së ngurtë Ce-2507 u përdorën në një mulli trefazor asinkron me dy rrotullime LG-300 me vetitë më të mira mekanike midis të gjitha niveleve të tjera të deformimit6.Shpejtësia e sforcimit dhe zvogëlimi i trashësisë për secilën shteg janë përkatësisht 0,2 m·s-1 dhe 5%.
Një stacion pune elektrokimik Autolab PGSTAT128N u përdor për matjet elektrokimike SDSS pas rrokullisjes së ftohtë në një reduktim 90% në trashësi (1.0 ekuivalent sforcimi i vërtetë) dhe pas shtypjes së nxehtë në 1050°C për 10 s-1 në një tendosje të vërtetë prej 0.7.Stacioni i punës ka një qelizë me tre elektroda me një elektrodë kalomele të ngopur si elektrodë referencë, një elektrodë kundër grafit dhe një mostër SDSS si elektrodë pune.Mostrat janë prerë në cilindra me diametër 11.3 mm, në anët e të cilave janë ngjitur tela bakri.Mostrat u fiksuan më pas me epoksi, duke lënë një zonë të hapur pune prej 1 cm2 si elektrodë pune (ana e poshtme e kampionit cilindrik).Kini kujdes gjatë tharjes së epoksidit dhe pas lëmimit dhe lustrimit për të shmangur plasaritjen.Sipërfaqet e punës janë bluar dhe lustruar me një suspension lustrimi diamanti me madhësi grimcash 1 μm, janë larë me ujë të distiluar dhe etanol dhe janë tharë në ajër të ftohtë.Para matjeve elektrokimike, mostrat e lëmuara u ekspozuan në ajër për disa ditë për të formuar një film oksid natyral.Një tretësirë ​​ujore e FeCl3 (6,0 wt%), e stabilizuar në pH = 1,0 ± 0,01 me HCl sipas rekomandimeve të ASTM, përdoret për të përshpejtuar korrozionin e çelikut inox55 sepse është gërryes në prani të joneve klorur me një kapacitet të fortë oksidues dhe me pH të ulët të mjedisit29 standard.Zhyteni kampionin në tretësirën e provës për 1 orë për të arritur afër gjendjes së qëndrueshme përpara se të bëni ndonjë matje.Për mostrat me tretësirë ​​të ngurtë, të formuar në nxehtë dhe të mbështjellë në të ftohtë, matjet e rezistencës u kryen në potencialet e qarkut të hapur (OPC) prej 0,39, 0,33 dhe 0,25 V, përkatësisht, në intervalin e frekuencës nga 1 105 në 0,1 Hz me një amplitudë prej 5 mV.Të gjitha testet kimike u përsëritën të paktën 3 herë në të njëjtat kushte për të siguruar riprodhueshmërinë e të dhënave.
Për matjet HE-SXRD, blloqet e çelikut të dyfishtë drejtkëndëshe me përmasa 1 × 1 × 1,5 mm3 u matën për të përcaktuar sasinë e përbërjes së fazës së rrezes të një rrotulluesi me energji të lartë Brockhouse në CLS, Kanada56.Mbledhja e të dhënave u krye në gjeometrinë Debye-Scherrer ose gjeometrinë e transmetimit në temperaturën e dhomës.Gjatësia e valës së rrezeve X e kalibruar me kalibruesin LaB6 është 0,212561 Å, që korrespondon me 58 keV, që është shumë më e lartë se ajo e Cu Kα (8 keV) që përdoret zakonisht si burim i rrezeve X laboratorike.Mostra u vendos në një distancë prej 740 mm nga detektori.Vëllimi i zbulimit të çdo kampioni është 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, i cili përcaktohet nga madhësia e rrezes dhe trashësia e kampionit.Të gjitha të dhënat u mblodhën duke përdorur një detektor të zonës Perkin Elmer, detektor me rreze X me panel të sheshtë, 200 µm pixel, 40×40 cm2 duke përdorur një kohë ekspozimi prej 0,3 s dhe 120 korniza.
Matjet X-PEEM të dy sistemeve të modeleve të zgjedhura u kryen në stacionin fundor të Beamline MAXPEEM PEEM në laboratorin MAX IV (Lund, Suedi).Mostrat u përgatitën në të njëjtën mënyrë si për matjet elektrokimike.Mostrat e përgatitura u mbajtën në ajër për disa ditë dhe u degazuan në një dhomë vakum ultra të lartë përpara se të rrezatoheshin me fotone sinkrotron.Rezolucioni i energjisë i vijës së rrezes u mor duke matur spektrin e rendimentit të jonit në rajonin e ngacmimit nga n 1 s në 1 \ (\ pi _g^ \ ast \) afër Hv = 401 eV në N2 me varësinë e energjisë së fotonit në E3/2, 57. Spektër përafërsisht i dha ΔE (gjerësi të linjës spektrale) prej 0.3 ev në rangun e masës. Prandaj, rezolucioni i energjisë së linjës së rrezes u vlerësua të jetë E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 dhe fluksi ≈1012 ph/s duke përdorur një monokromatik të modifikuar SX-700 me një grilë Si 1200-linja mm−1 për skajet Fe 2p L3,2,3 Ce2,3, 3p2, 3p, L3, 3,3 L3, 3p2, cep, cep, M4,5 buzë. Prandaj, rezolucioni i energjisë së vijës së rrezes u vlerësua të ishte E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 dhe fluksi ≈1012 ph/s duke përdorur një monokromatik të modifikuar SX-700 me një grilë Si 1200-linja mm−1 për skajet Fe 2p L2.3, Ni.2p, L3.2p, L3, 3p2, cep, L3, 2p, L3. buzë M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценето si E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 dhe nëntokë ≈1012 ф/с при использование модифицированного монохроматора SX-700 ка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Kështu, rezolucioni energjetik i kanalit të rrezes u vlerësua si E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 dhe fluksi ≈1012 f/s duke përdorur një monokromatik të modifikuar SX-700 me një grilë Si prej 1200 linjash/mm për skajet Fedge 2p L2,3,2p2, L3, Cr. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通远S 为1-1mm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Ce M4,3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 ，0 为 为 Ｘ0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 用M4,5 milje.Kështu, kur përdorni një monokromatik të modifikuar SX-700 me një grilë Si 1200 linja.3, buzë Cr 2p L2.3, buzë Ni 2p L2.3 dhe buzë Ce M4.5.Skanoni energjinë e fotonit në hapa 0,2 eV.Në çdo energji, imazhet PEEM u regjistruan duke përdorur një detektor TVIPS F-216 CMOS të lidhur me fibra me 2 x 2 kosha, i cili siguron një rezolucion prej 1024 x 1024 piksele në një fushë shikimi 20 µm.Koha e ekspozimit të imazheve ishte 0.2 s, mesatarisht 16 korniza.Energjia e imazhit të fotoelektronit zgjidhet në atë mënyrë që të sigurojë sinjalin maksimal elektronik sekondar.Të gjitha matjet u kryen me incidencë normale duke përdorur një rreze fotonike të polarizuar në mënyrë lineare.Më shumë informacion rreth matjeve mund të gjenden në një studim të mëparshëm.Pas studimit të mënyrës së zbulimit të rendimentit total të elektronit (TEY) dhe aplikimit të tij në X-PEEM49, thellësia e provës së kësaj metode vlerësohet të jetë rreth 4-5 nm për sinjalin Cr dhe rreth 6 nm për Fe.Thellësia Cr është shumë afër trashësisë së filmit të oksidit (~ 4 nm) 60,61 ndërsa thellësia e Fe është më e madhe se trashësia.XRD e mbledhur në skajin e Fe L është një përzierje e XRD e oksideve të hekurit dhe Fe0 nga matrica.Në rastin e parë, intensiteti i elektroneve të emetuara vjen nga të gjitha llojet e mundshme të elektroneve që kontribuojnë në TEY.Sidoqoftë, një sinjal hekuri i pastër kërkon energji kinetike më të lartë që elektronet të kalojnë përmes shtresës së oksidit në sipërfaqe dhe të mblidhen nga analizuesi.Në këtë rast, sinjali Fe0 është kryesisht për shkak të elektroneve LVV Auger, si dhe elektroneve dytësore të emetuara prej tyre.Për më tepër, intensiteti TEY i kontribuar nga këto elektrone zbehet gjatë rrugës së ikjes së elektroneve, duke reduktuar më tej përgjigjen spektrale Fe0 në hartën e hekurit XAS.
Integrimi i nxjerrjes së të dhënave në një kub të dhënash (të dhënat X-PEEM) është një hap kyç në nxjerrjen e informacionit përkatës (vetitë kimike ose fizike) në një qasje shumëdimensionale.Grupëzimi i mjeteve K përdoret gjerësisht në disa fusha, duke përfshirë vizionin e makinës, përpunimin e imazhit, njohjen e pambikëqyrur të modelit, inteligjencën artificiale dhe analizën klasifikuese.Për shembull, grupimi K-means ka performuar mirë në grumbullimin e të dhënave të imazheve hiperspektrale.Në parim, për të dhënat me shumë veçori, algoritmi K-means mund t'i grupojë ato lehtësisht bazuar në informacionin rreth atributeve të tyre (vetitë e energjisë së fotonit).Grumbullimi i mjeteve K është një algoritëm iterativ për ndarjen e të dhënave në grupe K jo të mbivendosura (grupe), ku çdo piksel i përket një grupi të caktuar në varësi të shpërndarjes hapësinore të johomogjenitetit kimik në përbërjen mikrostrukturore të çelikut.Algoritmi K-means përfshin dy faza: në fazën e parë, llogariten K centroidet dhe në fazën e dytë, secilës pikë i caktohet një grup me centroidet fqinje.Qendra e gravitetit të një grupimi përcaktohet si mesatarja aritmetike e pikave të të dhënave (spektri XAS) për atë grup.Ka distanca të ndryshme për të përcaktuar centroidet fqinje si distancë Euklidiane.Për një imazh hyrës prej px,y (ku x dhe y janë rezolucioni në piksel), CK është qendra e gravitetit të grupit;ky imazh më pas mund të segmentohet (grumbullohet) në grupe K duke përdorur K-means63.Hapat e fundit të algoritmit të grupimit K-means janë:
Hapi 2. Llogaritni anëtarësimin e të gjithë pikselëve sipas centroidit aktual.Për shembull, llogaritet nga distanca Euklidiane d midis qendrës dhe çdo piksel:
Hapi 3 Cakto çdo piksel në qendrën më të afërt.Pastaj rillogaritni pozicionet e qendrës K si më poshtë:
Hapi 4. Përsëriteni procesin (ekuacionet (7) dhe (8)) derisa centroidet të konvergojnë.Rezultatet përfundimtare të cilësisë së grupimit janë të lidhura fort me zgjedhjen më të mirë të centroideve fillestare.Për strukturën e të dhënave PEEM të imazheve të çelikut, zakonisht X (x × y × λ) është një kub i të dhënave të grupit 3D, ndërsa boshtet x dhe y përfaqësojnë informacion hapësinor (rezolucion piksel) dhe boshti λ korrespondon me një foton.foto spektrale e energjisë.Algoritmi K-means përdoret për të eksploruar rajonet me interes në të dhënat X-PEEM duke ndarë pikselët (grumbullimet ose nënblloqet) sipas veçorive të tyre spektrale dhe duke nxjerrë centroidet më të mira (profilet spektrale XAS) për çdo analit.grup).Përdoret për të studiuar shpërndarjen hapësinore, ndryshimet lokale spektrale, sjelljen e oksidimit dhe gjendjet kimike.Për shembull, algoritmi i grupimit K-means është përdorur për rajonet me skajet L Fe dhe Cr në X-PEEM të punuar me nxehtësi dhe me mbështjellje të ftohtë.Numra të ndryshëm grupesh K (rajone të mikrostrukturës) u testuan për të gjetur grupimet dhe centroidet optimale.Kur shfaqen këta numra, pikselët ricaktohen në qendrat përkatëse të grupimeve.Çdo shpërndarje ngjyrash korrespondon me qendrën e grupit, duke treguar rregullimin hapësinor të objekteve kimike ose fizike.Centroidet e nxjerra janë kombinime lineare të spektrave të pastra.
Të dhënat që mbështesin rezultatet e këtij studimi janë në dispozicion me kërkesë të arsyeshme nga autori përkatës i WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistenca në thyerje e një çelik inox të salduar. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistenca në thyerje e një çelik inox të salduar. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Fortësia në thyerje e çelikut të pandryshkshëm të salduar. 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. Rezistenca në thyerje e çeliqeve inox të salduar të dyfishtë.Britania.Pjesa thyesore.gëzof.73, 377-390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox të dyfishtë në acide organike të zgjedhura dhe mjedise acide/kloride organike. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox të dyfishtë në acide organike të zgjedhura dhe mjedise acide/kloride organike.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.dhe Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox të dyfishtë në mjedise me disa acide organike dhe acide/kloride organike. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相çelik inox在选定的organik酸和organik酸/mjedis i klorur的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.dhe Van Der Merwe, J. Rezistenca ndaj korrozionit të çeliqeve inox të dyfishtë në mjedise të zgjedhura të acideve organike dhe acideve/klorureve organike.ruajtës.Materialet Metodat 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Sjellja korrozioni-oksiduese e lidhjeve të dyfishta Fe-Al-Mn-C.Materialet 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Gjenerata e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të gazit dhe naftës. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Gjenerata e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të gazit dhe naftës.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Gjenerata e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të naftës dhe gazit.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Gjenerata e re e çeliqeve super dupleks për pajisjet e prodhimit të gazit dhe naftës.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Hetimi i sjelljes së deformimit të nxehtë të shkallës së çelikut të pandryshkshëm 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Hetimi i sjelljes së deformimit të nxehtë të shkallës së çelikut të pandryshkshëm 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Një studim i sjelljes së deformimit të nxehtë të çelikut të pandryshkshëm të tipit 2507 të dyfishtë.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. dhe Utaisansuk, V. Hetimi i sjelljes së deformimit të nxehtë të çelikut të pandryshkshëm të tipit 2507 të dyfishtë.Metal.alma mater.ekstazë.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Efekti i rrotullimit të kontrolluar në të ftohtë në mikrostrukturën dhe vetitë mekanike të çelikut inox super-duplex SAF 2507 të modifikuar me cerium.alma mater.shkenca.Britania.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Vetitë strukturore dhe mekanike të shkaktuara nga deformimi termik i çelikut inox super-duplex SAF 2507 të modifikuar me cerium.J. Alma Mater.rezervuari i magazinimit.teknologjisë.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efekti i elementeve të tokës së rrallë në sjelljen e oksidimit në temperaturë të lartë të çelikut austenitik. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Efekti i elementeve të tokës së rrallë në sjelljen e oksidimit në temperaturë të lartë të çelikut austenitik.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. dhe Zheng K. Ndikimi i elementeve të tokës së rrallë në sjelljen e çelikut austenitik nën oksidimin me temperaturë të lartë. 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. dhe Zheng K. Ndikimi i elementeve të tokës së rrallë në sjelljen e çeliqeve austenitikë në oksidimin me temperaturë të lartë.koros.shkenca.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efektet e Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çeliqeve inox superferritike 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efektet e Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çeliqeve inox superferritike 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. dhe Sun S. Ndikimi i Se në mikrostrukturën dhe vetitë e çeliqeve inox superferrit 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. Efektet e Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çelikut inox super-çelik 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efekti i Ce në mikrostrukturën dhe vetitë e çelikut inox superferrit 27Cr-3,8Mo-2Ni.Shenjë hekuri.Steelmak 47, 67–76 (2020).