利用建立的用于强腐蚀性气氛高温腐蚀研究的连续称重测量装置,测定了Fe-25Cr铁素体合金在H2-H2S混合气氛中700~900℃及10-1~10-3Pa硫分压条件下的硫化行为。在经过初始孕育期之后,Fe-25Cr合金的硫化动力学符合分段抛物线规律。其腐蚀产物是双层结构:外层为品粒粗大的(FeCr)1-xS(x≈0.24.21at%~0at%Cr);内层是较薄的(CrFe)Sx(26.8at%Cr)等轴晶层。硫化过程受Fe,Cr离子向外扩散的控制

在TiCl4-C6H5CH3-H2和TiCl4-C6H5-H2-N2体系中,以YG8硬质合金为基体,用化学气相沉积(CVD)法,研究了温度,反应物输入浓度对沉积TiC和TiCxNy涂层的沉积速度,显微硬度和形貌的影响。结果表明:TiC沉积速度,显微硬度随沉积温度升高而增大,对TiC沉积层的形貌也有较大的影响。TiC和TiCxNy的沉积速度、显微硬度随反应物摩尔比(mc/Ti)增加到某一最大值后又下降;mc/Ti=1时,TiC硬度呈最佳值。mc/Ti=0.87时,TiCxNy硬度出现最大值。此外,还对基体一涂层间是否出现η相进行了分析。并测定了在1223~1323K间TiC沉积反应的表观活化能为157.9kJ/mol

本文使用连续称重装置和非连续称重装置对Fe25Cr20Ni2.4Si合金在H2S-H2气氛中的高温硫化行为进行了研究。结果表明:这种合金的硫化动力学行为遵循抛物线规律。腐蚀产物有三层:最外层(称OL-Ⅱ层)由Fe-Ni-S系统组成;中间层(称OL-I层)由Fe-Cr-S系统组成;内硫化层(Subscale)由一些弥散的硫化物相组成。标记实验的结果表明:合金在硫化过程中,腐蚀产物的最外两层的生长是由金属离子向外扩散控制,而内硫化层的生长是由分解机理控制

一、选择题(共40分,选择一个正确答案,将答案前的字母填在答卷纸上) 1.OH的共轭酸是: (a)H;(B)H2O;(C)H3O+;D)2 2.若动脉血的pH为7.40,[HCO3]=0.024mol/L,已知碳酸的 pKa1=6.38,pKa2=10.25,则[H2CO3]的浓度为: (A)2.3×10mol/L; (B)2.3×10mol/L; (C)4.6×10mol/L; (d)4.6×10-mol/

实验证明H13钢中存在三类初生碳氮化物，包括富V和C的（Vx，Mo1-x）（Cy，N1-y）、富Ti和N的（Tix，V1-x）（Cy，N1-y）及富V和C的（Tix，V1-x）（Cy，N1-y），部分存在形核核心.基于双亚点阵模型和凝固偏析模型分析计算H13钢凝固过程中元素含量变化，考虑初生碳氮化物中元素间的相互作用，根据三类碳氮化物中合金元素含量和C/N比值不同，对各碳氮化物的生成自由能进行分析.理论研究指出富Ti和N的（Tix，V1-x）（Cy，N1-y）在固相率为0.90时即可生成，而富V和C的（Tix，V1-x）（Cy，N1-y）在固相率大于0.96才可生成，两类碳氮化物的临界生成固相率fP均随固溶Ti和N含量的增加而减小.（Vx，Mo1-x）（Cy，N1-y）的临界生成固相率与x值密切相关，x减小时fP降低，粒子尺寸增加，实验与理论分析吻合良好.根据错配度分析氧化物和碳氮化物对H13钢中初生碳氮化物异质形核的作用

一、选择题(请把所选答案的内容抄在下划线上,否则不计分)(12分) 1.将19转换为16进制是 *D9H*13H*95H*0C19H

用抛光的恒位移试样对处理到不同强度（σb=92～185公斤/毫米2）的4种低合金钢在各种致氢环境（如电解充氢、纯氢、气体H2S、水介质、H2S水溶液、缓蚀剂水溶液、丙酮、酒精等有机溶液）下跟踪观察了氢致裂纹的产生和扩展过程。与此同时也测量了各种致氢环境（电解充氢、H2S水溶液、水溶液、水中阴极化和阴极极化）下的KISCC(或KIH)和da/dt。并研究了它们随强度变化的规律。结果表明,当加载裂纹前端的KI>KISCC(KIH)后,在上面所说的任何一种致氢环境下都能产生氢致滞后塑性变形,并由此导致裂纹的产生和扩展。即随着氢的扩散进入,原裂纹前端塑性区及其变形量逐渐增大。对超高强钢,在滞后塑性区端点形成不连续的氢致裂纹,它们随滞后塑性变形的发展逐渐长大以致互相连接。当强度降低时,氢致裂纹沿滞后塑性区边界连续地向前扩展。这就表明,在Ⅰ型裂纹条件下,“氢脆”是氢致滞后塑性变形的必然结果。在所有致氢环境下,止裂KISCC(KIB)均随钢的强度下降而升高。强度相同时,水中加援蚀剂和阳极极化使KISCC升高,阴极极化使KISCC下降,da/dt升高,而在H2S鲍和溶液以及加载电解充氢时KISCC(KIB)最低,da/dt最高。实验也表明,在电解充氮条件下还能以另一种机构形成裂纹。它们的产生和扩展不佼报外载荷,且不伴随有宏观塑性变形。因此是通过氢压机构形成和扩展的

用抛光的WOL型恒位移试样跟踪观察了各种低合金钢在H2S中应力腐蚀裂纹产生和扩展的规律。结果表明:当钢的强度和KI均大于临界值之后,在裂纹前端将会发生滞后塑性变形,即裂纹前端塑性区的大小及其变形量将随时间延长而逐渐增加,当这种滞后塑性变形发展到临界状态时就会导致应力腐蚀裂纹的产生和扩展。对超高强钢来说,当这个滞后塑性区闭合后应力腐蚀裂纹就在其端点形核,随着滞后塑性变形的发展,这些不连续的应力腐蚀裂纹逐渐长大并互相连接。对强度较低的钢,随滞后塑性变形的发展,应力腐蚀裂纹沿着滞后塑性区边界向前扩展。已经证明这个滞后塑性变形是由氢引起的,称作氢致滞后塑性变形。利用WOL型试样测量了在H2S气体以及H2S饱和水溶液中的KISCC和da/dt研究了它们随强度变化的规律,以及阴极极化和阳极极化对超高强钢KISCC和da/dt的影响

电解 0.1 mol/L CuSO4 溶液 阴极反应（-）：Cu2+ + 2e ＝ Cu 阳极反应（+）：2H2O ＝ O2  + 4H+ +4e 电池反应：2Cu2+ + 2H2O = 2Cu + O2 + 4H+

通过高温压缩试验研究齿轮钢SAE8620H在950~1100℃、应变速率0.01~10 s-1条件下的高温变形行为.该合金钢的流动应力符合稳态流变特征,流变应力随变形温度升高以及应变速率降低而减小,其本构方程可以采用双曲正弦方程来描述.基于峰值应力、应变速率和温度相关数据推导出SAE8620H高温变形激活能Q=280359.9 J·mol-1.根据变形量40%和60%下应力构建该齿轮钢的热加工图,通过热加工图中耗散值及流变失稳区确定其热变形工艺参数范围.SAE8620H钢在在变形程度较小时宜选取低的应变速率进行成形,而在变形程度大时则要选取低温低应变速率或者高温高应变速率