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

利用Gleeble热模拟机对含硼低合金高强度钢板进行不同焊接工艺下的热模拟实验,研究了焊接热影响区(HAZ)的过热区显微组织、韧度及其变化规律.结果表明:钢板过热区冲击韧度随冷却时间t8/3的增大而显著降低;当t8/3小于67s时,过热区冲击韧度较高,相应过热区组织为板条马氏体或板条马氏体+贝氏体,晶粒较细小.800MPa级低碳贝氏体钢板焊接工艺实验结果表明,焊接热输入量为0.96~2.11kJ·mm-1、焊道间温度为150~200℃和焊后热处理,焊接接头焊缝金属和焊接热影响区的冲击韧度保持较高水平,说明钢板对焊接工艺有较强的适应性

通过Gleeble-1500热模拟单轴压缩试验，研究了一种含1.79% Al （质量分数）的以Al替代Si微合金化高强度钢在温度为900-1100℃、应变速率为0.01-30 s-1条件下的热变形行为.建立了考虑应变量对材料常数影响的双曲正弦本构方程，利用建立的本构方程预测的应力-应变曲线与实验值吻合良好，表明建立的本构方程可以对实验钢的流变应力给出相对准确的预测.建立了实验钢的加工图，根据加工图分析确定了实验钢的动态再结晶区为1000-1100℃和0.01-1 s-1.组织观察表明在动态再结晶区实验钢发生了动态再结晶，而失稳区对应的组织出现了变形集中带或“项链”组织.最后将建立的本构方程和加工图联合运用，为更全面地研究实验钢在不同变形条件下的热变形行为提供了方法

对比分析了两种低碳微合金钢中夹杂物对焊接热影响区组织相变的影响.对实验钢中夹杂物的分布和尺寸进行观察并在透射电镜下分析了夹杂物的选区衍射斑图样.采用热膨胀法结合金相分析建立了实验钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线)和等温转变曲线(TTT曲线).研究发现,Ti脱氧钢中夹杂物以尺寸小于3μm的TixO-MnS型球状复合夹杂为主,其中TixO核心有两种类型(Ti2O3和Ti3O5).这类夹杂物具有诱导晶内针状铁素体形核的能力,针状铁素体优先在TixO-MnS型复合夹杂界面上形核,从而导致Ti脱氧钢相对于Al脱氧钢的贝氏体相变开始温度升高,相变时间也明显提前

选取商业纯铝和超硬铝作为锌电积阴极,在ZnSO4-H2SO4体系中通过电化学测试研究两种阴极的电化学行为,同时利用扫描电镜观察铝合金上电积锌初期形核,X射线衍射分析锌片结晶取向.研究结果表明：500 A·m-2电流密度下纯铝阴极的析出电位和交换电流密度分别为-1.541 V和7.74×10-11 A·cm-2,超硬铝阴极分别为-1.496 V和6.07×10-3 A·cm-2.合金元素的添加会增加初期形核位置,提高形核速率,而形核速率的提高在一定程度上抑制卤族元素对阴极的腐蚀.沉积3 h后,锌片结晶取向没有发生变化.超硬铝易发生烧板和鼓泡,电流效率低,只有84.54%;纯铝电流效率达到88.04%,且沉积锌平整、光滑,但阴极板容易被卤族元素腐蚀

研究了GH36合金持久缺口敏感性对裂纹扩展速率的影响。结果表明:通过软化的热处理制度来改善材料的持久塑性达到消除持久缺口敏感性的目的,对在蠕变或以蠕变为主的应力条件下延缓裂纹的扩展具有重要意义;而在低周疲劳或以疲劳为主的应力条件下,裂纹扩展速率对强度敏感,而与材料是否存在持久缺口敏感性无关;提高强度可显著提高材料的抗低周疲劳裂纹扩展能力。为使材料在蠕变、疲劳以及蠕变疲劳交互作用下都只有高的抗裂纹扩展能力,应对材料进行强韧化

利用扫描电子显微镜、X射线衍射仪及透射电子显微镜观察分析了含Cu和Mo(Ni-A)、不含Cu和Mo(Ni-B)两种镍基合金喷焊层样品的组织、相分布和成分分布,分别测定了基体部位、热影响区、结合区及涂层内的显微硬度.利用高频加热炉对两种喷焊层进行了热疲劳实验,对经热疲劳实验后喷焊层微观组织进行了观察,分析了喷焊层内的相分布和成分分布状态,探讨了热疲劳裂纹产生和扩展的过程及规律.结果表明:两种喷焊层内均有针状富Cr第二相弥散分布,具有较好的热疲劳性能.Ni-A样品喷焊层可以分成两个区域:在靠近基体的区域均匀地分布着块状富Cr第二相;在离表层200μm左右的区域内分布有针状富Cr第二相,体积比块状富Cr第二相小几十倍.Ni-B样品喷焊层内只有针状富Cr第二相,在整个喷焊层内均匀分布.Ni-A样品喷焊层由于过渡区域的存在,具有比Ni-B样品喷焊层更好的热疲劳性能.热疲劳实验前后样品的EDS分析结果表明两种喷焊层内的各相有较好的热稳定性

研究了950℃高温下高钒耐磨合金的高温氧化行为，并研究了在随炉冷却和空冷两种不同冷却方式下的氧化增重与开裂行为.结果表明：氧化初期材料表面发生“暂态氧化” ，所有元素均参与氧化反应，随后在炉冷时氧化增重比空冷时的氧化增重要大的多，当氧化8 h后单位面积氧化增重分别为82.7 mg·cm-2与39.1 mg·cm-2，炉冷与空冷氧化增质量相差一倍多.虽然在基体/氧化层界面形成了能起到一定保护作用的50~200 nm厚Cr2O3致密氧化层，但同时也存在疏松氧化层；而炉冷时样品以生长应力为主，氧化层发生“翘曲”现象，但较少引起氧化层脱落.然而空冷时冷却速度较大，氧化层内易产生较大热应力，致使氧化层较易开裂或者脱落

采用Thermo-Calc热力学模拟计算与实验相结合的方法,优化设计了一种V、Ta微合金化的低活性F/M钢12Cr3WVTa,经1 050℃水淬及780℃回火后对其显微组织及析出相进行光学显微镜、扫描电镜和透射电镜观察以及能谱分析.实验钢淬火回火后显微组织由回火马氏体和少量δ铁素体相组成,析出相主要为M23C6和MX相(M=V,Ta;X=C,N),其中M23C6主要分布于回火马氏体板条界和相界,而MX弥散析出于回火马氏体板条内以及δ铁素体内.实验钢室温和高温(600℃)拉伸力学性能良好,600℃下材料抗拉强度为507 MPa,屈服强度为402 MPa,满足超临界水冷堆用包壳管的拉伸性能要求

通过对连铸板坯生产检验的硫印数据库的统计分析,得到了含铌钒钛微合金化钢连铸板坯中心偏析的影响因素.结果表明:中心偏析程度随钢水中C、P、S含量的增加而加重;Mn质量分数高于1.5%以及锰硫比高于300对改善中心偏析有利;高钢水过热度、高拉速和增加铸坯宽度均不利于改善铸坯中心偏析.由于B级以下中心偏析对钢材使用性能影响不大,因此在生产过程中为使铸坯B-1.0级以上中心偏析出现比率降至10%以下,提出如下控制策略:钢液中C、P、S含量尽量按钢种要求的下限控制,Mn含量尽量按上限控制,实际生产中元素控制[C]1.5%,[Mn]/[S]>300;过热度应小于24℃,拉速控制在1.0~1.1m·min-1为宜.应开发合适的二冷配水制度,并提高铸机精度