测试了熔点～700℃温度区间含铌钛钢X-52连铸坯的高温延塑性．根据断口形貌、组织以及钢中析出物等的变化情况分析了该钢的脆化机理．结果表明：在熔点～700℃温度区间，X-52钢存在2个脆性区，熔点～138℃的第Ⅰ脆性区，925～825℃的第Ⅲ脆性区．细小的NbCN沿奥氏体晶界的动态析出是造成第Ⅲ区脆化的主要原因．可通过向钢中添加少量的钛，以降低晶界处细小的NbCN的析出量，防止光共析铁素体在奥氏体晶界呈网状析出而改善钢的热塑性．

通过摩擦磨损、高温硬度及相应的分析试验研究了典型身管用钢32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA在室温、200、400以及600℃下的摩擦磨损行为与规律.结果表明:两种材料的摩擦系数在各个温度区间内的区别不大,主要受摩擦氧化物产生与否影响.32Cr2MoVA的磨损率随着温度的提高先降低再提高之后又下降,30SiMn2MoVA的磨损率随着温度的上升而先降低,然后逐渐升高,600℃达到最高.温度、身管钢在高温下的硬度和磨盘材料与滑动销的高温硬度差(Hd-Hp)共同影响磨损表面氧化物层的最终形态.室温至200℃时,身管钢磨损行为主要受表面氧化物层的影响.室温下两种身管钢磨损机理均为黏着磨损及磨粒磨损,200℃时均为氧化轻微磨损.环境温度达到400℃以上时,身管钢以及磨盘材料的基体硬度开始影响磨损行为.400℃时两种身管钢磨损机理均为氧化严重磨损.600℃时,32Cr2MoVA的Hd-Hp减小,磨损表面出现了厚度很大、致密的氧化物层,磨损机理为氧化轻微磨损;而30SiMn2MoVA的Hd-Hp显著增大,试样发生了明显的塑性挤出,为塑性挤出磨损

用同一炉钢的铸件和锻件对比研究了在水介质中的应力腐蚀性能,结果表明,铸钢和锻钢应力腐蚀裂纹扩展的激活能相同,均为Q=5540cal/mol。且和氢渗透测出的表观扩散激活能Q=6010cal/mol相—致。无论是阳极极化还是阴极极化均使铸钢和锻钢的da/dt升高,但阴极极化更为明显,氢渗透测量表明,无论是阳极极化还是阴极极化,随电流增大,饱和氢渗透通量明显增加;极化对da/dt和氢渗透通量影响是相似的。实验表明,试验温度对KIscc影响极小,但铸钢的KIscc明显比锻钢要高。氢渗透测试表明,锻钢的饱和氢渗透通量约比铸钢要大一倍,这就可解释KIscc的差异,这也和断口观察相一致,尽管断口形貌明显依赖开裂时的KI值,但在KIscc附近锻钢全是沿晶断口,而铸钢则以准解理为主

为探究降低顶渣氧化性对改善超低碳钢钢液洁净度的影响,在转炉终点至中间包过程中,在多位置取炉渣和钢水试样,分别进行炉渣氧化性、钢液成分和夹杂物分析.实验结果表明:转炉出钢后通过对顶渣改质,渣中T.Fe由转炉终点的19.18%降至RH进站时的4.68%,顶渣氧化性降低明显.渣中T.Fe降低导致钢中[O]的降低,T.Fe较低的炉次平均吹氧量较大,使得铝脱氧前钢中[O]较高.RH结束渣T.Fe与夹杂物数量呈线性关系,T.Fe越低夹杂物数量越少,同时RH结束后夹杂物数量与铝脱氧前钢中[O]无必然关系.顶渣(CaO)/(Al2O3)会影响其吸收Al2O3夹杂物的能力,(CaO)/(Al2O3)控制不合理的炉次,其夹杂物数量也较多.通过降低顶渣氧化性,热轧板卷缺陷率得到明显降低

对复合添加少量Sn和Sb或Sn和Bi的低碳高硫易切削钢做了切削和高温热塑性实验.结果表明:试样在长时间的高速切削条件下刀具后刀面磨损很小,其易切削性能明显优于SAE1215钢.含Sn和Sb的钢样在750~950℃温度范围内塑性较差,在1050~1300℃范围内具有良好的塑性.扫描电镜及能谱分析表明:钢中Sn和Sb元素在晶界、MnS夹杂物内及MnS边界处均存在;大部分的Bi元素附着在MnS夹杂物上,一部分弥散分布在钢的基体中;钢中MnS夹杂主要呈球状和纺锤状

油水两相是海底管道和集输管线常见的腐蚀工况之一。以3Cr钢为代表的低Cr合金钢是目前具有良好耐蚀性能的重要材料，但是，在油水两相层流工况下，特别是加注了一定缓蚀剂的条件下，3Cr钢的适用性尚不明确。通过高温高压反应釜模拟了油水两相层流工况的腐蚀环境，结合扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射谱（XRD）、激光共聚焦拉曼光谱、电化学交流阻抗等测试表征方法，研究了3Cr钢的腐蚀行为及缓蚀剂对其耐蚀性能的影响。结果表明，在油水分层工况下，3Cr钢的腐蚀产物膜为明显的双层膜结构，其内层腐蚀产物膜为结构致密的富Cr层，表现出良好的抗CO2腐蚀性能，但加入100 mg·L?1十七烯基胺乙基咪唑啉季铵盐缓蚀剂后，3Cr钢并未得到有效的缓蚀保护。腐蚀产物分析和电化学研究表明，烷烃分子、缓蚀剂分子及富Cr层间存在竞争关系，烷烃分子干扰了缓蚀剂分子的有序排列，影响了3Cr钢的耐蚀性

针对管线钢L360QS进行了钙处理实验研究,考查钢液中[Ca]、[S]对夹杂物变性的影响.结果表明,钢中的硫被脱到0.002%~0.003%(质量分数)范围内的较低水平,脱硫率最高达85.0%,与实验预期吻合.随着钢液中[S]增加,夹杂物中CaS+MnS的平均质量分数相应增加,但夹杂物中的CaS含量不一定增加.钙对夹杂物变性作用非常明显,[Ca]相对高的管线钢,其夹杂物绝大多数都变性为球形的含CaS钙铝酸盐复合夹杂,不存在MnS夹杂和MgO·Al2O3夹杂.为使氧化夹杂和硫化夹杂都变性完全,钢液中的硫的质量分数应控制在0.002%左右,钙的质量分数应控制在0.003 5%~0.004 0%,且[Ca]/[S]>1.9

利用扫描电镜分析了自耗电极和电渣重熔钢中夹杂物的特征，结合热力学计算，分析了氧硫复合夹杂物在电渣重熔过程中的转变机理。结果表明，电渣重熔采用气氛保护结合脱氧操作可以将自耗电极全氧质量分数由0.0017%降低至0.0008%。电渣重熔之后钢中小于3 μm夹杂物的比例显著增加。自耗电极中的夹杂物为CaS与含质量分数3%和11%左右MgO的CaO–Al2O3–SiO2–MgO结合的两类复合夹杂物。电渣过程未被去除的氧化物夹杂中的SiO2被钢液中酸溶铝还原，保留至电渣锭中。电渣锭中含约1%MgO和2%SiO2且成分均匀的CaO–Al2O3–SiO2–MgO是在电渣过程中新生的夹杂物。自耗电极中的CaS通过分解为钢液中溶解Ca和S，以及通过与液态氧化物夹杂中Al2O3反应的途径在电渣过程被去除。电渣锭中低熔点氧化物夹杂周围环状CaS是钢液凝固过程中溶解S、酸溶铝Al与氧化物夹杂中CaO的反应产物，高熔点氧化物夹杂周围环状CaS是钢液凝固过程中Ca和S偏析后反应新生的夹杂物。复合夹杂物中补丁状CaS是在电渣重熔钢液冷却过程中由复合夹杂物熔体中析出的

2.4.0 热处理的概念 2.4.1 钢在加热时的转变 2.4.2 钢在冷却时的转变 2.4.3 钢的普通热处理 2.4.4 钢的表面热处理 2.4.5 钢的化学热处理 2.4.6 钢的热处理新技术

使用恒应变试样浸泡试验、表面分析技术和电化学测试技术研究了CO2分压对N80钢在模拟CO2驱注井环空环境中应力腐蚀行为的影响。研究结果表明：CO2分压对腐蚀速率的影响存在一个拐点，环境温度为25 ℃时拐点约为1 MPa。当CO2分压小于1 MPa时，由于腐蚀产物膜（FeCO3）成形较慢，覆盖率低，随CO2分压的增高，N80钢的自腐蚀电流密度快速增大；当CO2分压大于1 MPa时，腐蚀产物膜能以较快的速率成形，覆盖率高，CO2分压的进一步增高反会使得N80钢的腐蚀电流密度降低。CO2溶于模拟环空溶液中会使溶液pH持续下降，促使N80油管钢在环空环境下发生应力腐蚀开裂。N80钢在CO2注入井环空环境中的应力腐蚀开裂机制是阳极溶解和氢脆共同作用的混合机制。应力腐蚀裂纹在萌生阶段局部阳极溶解作用（点蚀）为主导，该作用下CO2分压为1 MPa时应力腐蚀裂纹最易萌生；在应力腐蚀裂纹生长阶段氢脆作用更强，这种作用导致CO2分压更高时应力腐蚀裂纹更容易生长，应力腐蚀敏感性进一步提高