使用原子力显微技术和透射电子显微技术等手段，研究了电化学渗氮的304L不锈钢多尺度下表面结构的演变。结果表明，在电化学渗氮电位下304L不锈钢表面发生了钝化膜的局部阴极还原、金属基体的微区阳极溶解以及溶解的金属阳离子再沉积，从而形成了起伏幅度为几十纳米的微观粗糙表面。在扫描透射成像模式下进行的超级能谱分析结果表明，表面沉积物的主要组成是Fe的氧化物，进一步佐证了在渗氮过程中发生了Fe的微区阳极溶解和Fe阳离子的再沉积过程。

使用电子背散射衍射技术和扫描电镜观察在不同温度回火的35CrMo低合金钢的微观组织和应力集中系数不同的缺口试样拉伸断裂形貌，研究了回火温度对其拉伸性能、损伤机制和力学性能的影响。结果表明：淬火态和回火温度为150~200℃的35CrMo钢，其显微组织均为回火板条状马氏体；在400℃回火的试样其组织为均匀的屈氏体组织；缺口试样的断裂形式均为韧性和脆性混合断裂。两种应力集中系数(K_t = 3，5)的试样其缺口抗拉强度随回火温度变化的趋势相同，随着回火温度的升高缺口抗拉强度先升高后降低。K_t = 3回火温度为150℃的试样其抗拉强度最高为2626 MPa；K_t = 5回火温度为200℃的试样其抗拉强最高为2450 MPa。缺口的敏感度都> 1，即在不同温度回火后都发生缺口强化效应，且缺口敏感性随着回火温度的升高有下降的趋势。随着应力集中系数的增大在不同温度回火的试样其缺口强化效果都呈现出先上升后下降的趋势，在400℃回火的缺口试样其强化效率最显著。基于硬度与缺口抗拉强度的关系提出一种快速预测缺口抗拉强度的方法，预测结果的误差< 8%。

建立钢丝多道次拉拔宏观有限元和珠光体团等效晶体塑性有限元相耦合的多尺度模型，研究了冷拉拔钢丝横截面的应变分布、应变路径的演化规律和应变量及应变路径对材料强化效应的影响。结果表明，钢丝冷拉拔后其横截面上的塑性应变量呈现出从心部到表面先升高后降低的分布特征，钢丝心部区域的应变路径接近等比例加载，而靠近表面区域的应变路径则比较曲折。曲折多变的应变路径使更多的滑移系开动，从而产生额外的强化最终使材料的硬度提高。横截面不同位置的应变量和应变路径差异的综合作用，使冷拔钢丝横截面上次表层的硬度最高。

基于实际CO₂驱注井环空环境计算环空参数、测试电化学和进行相关性分析，研究了环境总压、CO₂分压、pH值以及温度对J55钢腐蚀电化学行为的影响。结果表明，CO₂分压和温度是影响J55钢腐蚀速度的关键因素。CO₂分压与电荷转移电阻(R_ct)显著相关，Spearman相关系数为-0.623；CO₂分压的升高使溶液的pH值降低从而促进析氢反应，使腐蚀速率提高。温度与R_ct的相关行显著，Spearman相关系数为-0.692；温度的降低抑制材料的电化学反应活性且阻碍腐蚀产物膜的形成，减缓了J55钢的腐蚀。溶液初始pH值的降低能促进J55钢的腐蚀，但是温度和CO₂分压的影响可将其覆盖。

对中锰轻质钢进行不同时间的时效处理，研究了时效时间对其微观组织演变和力学性能的影响。结果表明，时效处理时间对析出物有显著的影响。时效时间短于30 min时，在奥氏体基体内析出大量调幅分解生成的弥散分布的晶内κ'碳化物。随着时效时间的延长，除了在晶内析出κ'碳化物，在晶间也发生共析反应在晶界处形成κ-碳化物，构成(α-铁素体+晶间κ-碳化物)片层组织。晶内κ'碳化物的生成使钢的强度提高，但是晶间κ-碳化物的析出使其塑性显著降低。与长时时效相比，短时时效使钢的强度显著提高，还使其保持较高的伸长率，使其具有更优异的综合力学性能。时效30 min的钢，其抗拉强度为1031 MPa，屈服强度为784 MPa，伸长率为41.08%，强塑积为42.35 GPa·%。

用对粘方式制备热镀锌双相钢DP980样品，用TEM表征其截面，用TEM结合电子衍射和EDS表征其界面层结构和镀锌层结构并构建其空间关系。结果表明，与DP780在退火阶段合金元素Mn的外氧化不同，DP980主要发生内氧化和Cr元素与Mn元素的竞争性氧化，界面层中较少的MnO促进热镀锌过程中的Fe-Al反应而生成了连续致密的Fe₂Al₅抑制层，抑制了镀锌阶段的Fe-Zn反应而使DP980具有较好的热镀锌性能。同时，这种结构使弥散分布在镀锌层中的η-Zn基体生成Fe₃Zn₁₀纳米晶而避免生成有较大脆性Fe-Zn相的镀层结构，使DP980保持较好的力学性能。

调控高速列车车轴DZ2钢的回火温度，对其进行拉伸实验和常、低温冲击试验并观察和分析其微观组织的，研究了这种钢的强韧性关系和低温脆性。结果表明：随着回火温度从430℃提高到700℃，DZ2钢的抗拉强度从1357 MPa降低到761 MPa，断后延伸率从11.7%提高到28.4%，室温冲击功从34.3 J提高到98.7 J，低温冲击功从24 J提高到90.3 J。这表明，回火温度降低对其冲击功的影响逐渐减弱，低温冲击功下降最低只有8%，其原因是碳化物的球化改变了微观变形行为。在满足室温力学性能标准的情况下，调整回火温度可改善这种钢的低温冲击韧性。

将H13钢在ADC12铝液(670~730℃)中热循环(1000~10000 cycles)实验，研究其微观组织的演变和硬度的变化，并基于固态相变动力学理论分析了硬度变化的定量模型。结果表明，在铝液中热循环H13钢发生软化。在热循环的前期基体的软化主要源于位错密度的降低，随着热循环次数的增加软化源于碳化物的粗化、马氏体板条块的宽化以及亚晶粒的长大。在不同的热循环期间，铝液温度的提高使基体的软化加快。依据固态相变动力学方程计算出H13钢的相变激活能为200.78 kJ/mol，与合金元素Cr、V以及Mo在铁素体中的扩散激活能相近。这表明，H13钢的软化速率取决于这些元素的扩散。

采用扫描电子显微镜(SEM)、场发射透射电子显微镜(STEM)及能谱仪(EDS)等实验手段，系统研究了稀土元素Ce对X20Co马氏体耐热钢(X20Co)微观组织和蠕变行为的影响。结果表明，在680~720℃、100~200 MPa实验条件下，Ce元素添加提高了X20Co蠕变寿命，且随着Ce含量的提高，X20Co的蠕变寿命显著延长。在700℃/150 MPa时，添加质量分数为0.005%和0.012%Ce的X20Co其蠕变断裂时间分别为77.6和119.0 h，比不添加Ce的蠕变断裂时间(58.3 h)分别提高33%和104%以上。不添加Ce和添加质量分数为0.005%、0.012%Ce的X20Co，对应的蠕变应力指数分别为5.05和4.76、4.49，蠕变激活能分别为572.3、595.0、642.1 kJ/mol，蠕变门槛应力分别为58.3、87.8、82.5 MPa。三种不同Ce元素含量X20Co的蠕变机制均为位错攀移控制机制，Ce元素的添加，并未改变X20Co的蠕变机制。但是，Ce元素的添加，其明显提高了X20Co的蠕变激活能和门槛应力。蠕变前和断裂后微观组织对比分析表明，X20Co中存在三类析出相：沿晶界分布的富W大尺寸M₆C和富Cr的较大尺寸M₂₃C₆，以及弥散分布在晶内的富V细小MC。Ce元素添加，能够减少大尺寸块状M₆C的数量，有效改善X20Co的蠕变性能。

用扫描电镜(SEM)观察不同冷速的在线轧态、在线热处理态、实验室热处理态(冷速递增)珠光体重轨钢的珠光体片层，用疲劳试验机和应变仪测定重轨钢的拉-拉疲劳实验中长度不同的裂纹尖端应变场云图并基于Abaqus建立应力和应变模型，研究重轨钢的疲劳裂纹尖端的力学行为。结果表明：随着冷速的递增珠光体片层的间距递减，随着疲劳裂纹的扩展裂纹周围的应力场强和裂纹尖端的应力强度因子K增大，应力场呈显著的“蝴蝶状”，其中实验室热处理态重轨钢长度为1、2、3 mm处裂纹的应力强度因子K分别为13.53、14.58和15.54 MPa·m^1/2，远比相同裂纹长度的在线轧态和在线热处理态重轨钢的大。随着疲劳裂纹长度的增大，裂纹尖端附近等效应变区域增大。三种冷速的重轨钢的裂纹长度相同时，随着珠光体片层间距的递减裂纹尖端等效应变值随之递减，裂纹长度为较长的3 mm时等效应变值模拟结果分别为0.074、0.067、0.055，而应变实验分别为0.082、0.064、0.058。模拟仿真结果与应变场实验结果最大误差为9.7%，验证了模型的可靠性。模拟和实验结果均表明，重轨钢珠光体片层间距越小则扩展过程中的疲劳裂纹其尖端的应力强度因子K越大，产生的等效应变越小，其抵抗断裂能力越强和疲劳性能越高。

使用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)和透射电子显微镜(TEM)等手段对高碳马氏体不锈钢进行表征，研究了添加铜(Cu)对其在不同奥氏体化温度下组织的变化，并分析了其强韧性和耐蚀性。结果表明：随着奥氏体化温度的升高合金中碳化物的含量降低，残余奥氏体的含量提高。Cu的添加促进了分布在基体上的小尺寸碳化物的析出，且使合金中残余奥氏体的含量显著提高。残余奥氏体的软化作用大于马氏体的强化作用，使含Cu高碳马氏体不锈钢的硬度稍有降低，但是其室温冲击功由8Cr18MoV的1.5 J提高到8Cr18MoV-3.1Cu的9.1 J，其韧性也大幅度提高。同时，残余奥氏体的增加使含Cu钢的自腐蚀电位有所降低。

使用自研的Si-Mn-Ni气保护实心焊丝对440 MPa级高强钢进行MAG焊，并在系列温度下进行冲击试验、疲劳裂纹扩展速率试验和裂纹尖端张开位移试验，研究了焊缝金属的断裂韧性和显微组织对断裂韧性的影响。结果表明：焊缝金属的韧脆转变温度约为-48.4℃；随着恒幅载荷(13~17 kN)的增大载荷循环次数N减小、疲劳寿命降低，且在应力强度因子范围ΔK相同的情况下疲劳裂纹扩展速率da/dN总体上随着恒幅载荷的增大而减小；焊缝金属的CTOD值δ为0.481~0.781 mm，有效特征值δ_0.2BL为0.5103 mm，CTOD值δ的离散系数仅为16.5%，表明焊缝金属的良好断裂韧性满足海洋工程的技术要求；阻碍裂纹扩展能力较强的针状铁素体使断裂韧性提高，而阻碍裂纹扩展能力较弱的准多边形铁素体和易诱发微裂纹的M-A组元使断裂韧性降低。

对GCr15轴承钢进行170℃时效处理，使用SEM、TEM、XRD等手段对其表征，研究了这种钢在时效过程中碳化物的演化行为及其对性能的影响。结果表明，在840℃淬火后再在230℃回火，钢的硬度不低于59 HRC，冲击韧性大幅度提高，钢中的残余奥氏体基本上消除，可保障其170℃的性能和尺寸稳定性。在时效过程中发生的碳原子配分和碳化物析出，使钢基体中碳的浓度、晶格畸变、微区应力应变先降低后稳定，过渡碳化物向非共格的渗碳体转变和粗化。这两个因素的耦合作用使钢的硬度降低、冲击韧性先升高后降低。马氏体的碳脱溶和碳化物类型的转变相互协调，使钢时效1000 h到2000 h间硬度有所回升。为了提高时效过程中钢的显微组织和性能的稳定性，淬火后又进行了深冷处理以引入高密度缺陷，促进了回火和时效过程中碳元素的配分，使析出的碳化物细小弥散并抑制了其在时效过程中的长大与粗化。深冷处理使碳化物的长大速率由298 nm³/h降低到229.5 nm³/h，在一定程度上延缓了性能的衰退、提高了GCr15轴承钢在真空干泵高温环境中的性能稳定性。

采用蠕变持久试验机、扫描电子显微镜和透射电子显微镜等实验手段，系统研究了Ce元素添加对316LN奥氏体不锈钢(316LN钢)高温蠕变行为和微观组织的影响。结果表明，添加0.032%的Ce元素使316LN钢的蠕变断裂寿命显著提高。在温度为700℃、载荷为150 MPa的条件下，添加0.032%Ce元素的316LN钢蠕变寿命为555.5 h，比不添加Ce元素时的蠕变寿命312.6 h提高了78%。在温度为600~700℃、载荷为150~200 MPa的条件下，未添加Ce元素和添加0.032%Ce元素的316LN钢对应的蠕变应力指数分别为7.64和9.07，蠕变激活能分别为415.3 kJ/mol和454.8 kJ/mol，蠕变门槛应力分别为61.7 MPa和76.6 MPa。蠕变断裂后的微观组织表明，添加0.032%的Ce元素显著促进了蠕变过程中316LN钢晶内Laves相的析出。晶内细小弥散分布的Laves相，在蠕变过程中能够阻碍位错移动，提高基体的蠕变抗力，从而有效改善蠕变性能。

对激光选区熔化316L不锈钢(SLM 316L)进行开路电位、电化学阻抗、动电位极化、恒电位极化、暂态电流-时间测量以及Mott-Schottky、X射线光电子能谱(XPS)、扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)等表征，与商用轧制316L不锈钢(R 316L)对比研究其在0.05 mol/L H₂SO₄ + 0.2 mol/L NaCl溶液环境中的钝化行为。结果表明：这两种钢钝化膜的形核机制均为连续形核，但是SLM 316L不锈钢的晶粒更小、晶界密度更高、钝化膜生长得更快。SLM 316L不锈钢发生过钝化溶解但是不发生点蚀，而R316L不锈钢发生点蚀。SLM 316L不锈钢的耐蚀性能更优，因为其为均一的奥氏体相且有大量的小角度晶界；同时，表面生成的钝化膜中的O^2-/OH^-比值更低、载流子浓度更低、Cr₂O₃的含量更高和NiO含量更低，对钝化膜的保护效果更好，使其具有优异的耐点蚀性能。

依据Thermo-Calc计算设计了一种成分为Fe-0.8C-2Mn-1.5Si-1.5Cr-0.25Mo-0.25Ni-1Al-0.25Co-0.1V可用于制造钢丝的纳米贝氏体钢，使用热膨胀相变仪、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)和拉伸实验等手段研究了等温淬火温度和时间对其组织和力学性能影响。结果表明：这种纳米贝氏体钢低温等温淬火后的组织，由纳米结构的贝氏体铁素体板条、残余奥氏体和少量的马氏体组成。随着等温淬火温度的提高相变速率随之提高，贝氏体铁素体的体积分数增大。随着等温淬火时间的延长，贝氏体铁素体的体积分数增大而过冷奥氏体的量减少，在室温下生成的块状M/A岛的尺寸减小和体积分数降低，碳的配分使过冷奥氏体的稳定性提高，M/A岛中的脆性马氏体比例大幅度降低，拉伸断口由混合型断裂向准解理断裂转变。将这种钢在230℃保温48 h后强塑性匹配最佳，其抗拉强度和屈服强度分别达到1625和1505 MPa，延伸率达到34.5%。

采用生物培养技术、失重实验、电化学测试和表面分析等手段研究了硫酸盐还原菌(SRB)在不同温度对N80钢腐蚀行为的影响和在SRB环境中复配杀菌缓蚀剂对N80钢缓蚀性能的影响。结果表明，N80钢在不同温度的腐蚀速率与SRB的活性成正比，37 ℃活性最高的SRB使N80钢表面的极化电阻R_p最小，腐蚀最严重，腐蚀速率(0.03553 mm/a)最高，分别是20和50 ℃时的1.53倍和1.16倍。加入复配杀菌缓蚀剂使N80钢20和37 ℃的R_p值显著增大，腐蚀受到抑制，缓蚀率分别高达65.45%与64.79%。其原因是，复配杀菌缓蚀剂中的杀菌剂四羟甲基硫酸磷(THPS)中的亲油基团羟甲基进入细菌细胞膜改变了蛋白质的特性而使细菌死亡；增效渗透剂二甲基亚砜促进THPS的羟甲基进入细菌细胞膜内提高了杀菌效果；而杀菌增强剂D-络氨酸作为信号分子使生物膜分解脱落，破坏了浓差环境，使腐蚀减缓；缓蚀剂中的壳聚糖与Fe²⁺结合生成一层保护膜保护了基体，从而降低了腐蚀速率。N80钢在50 ℃的缓蚀率仅为0.26%，因为过高温度使缓蚀剂分子的运动加剧，使吸附在N80钢表面的分子解吸率提高和吸附膜解离，导致缓蚀率下降到极低。

用原位小冲头压缩X65管线钢(Small punch test, SPT)，研究了压缩速率对其氢脆敏感性的影响。结果表明，与一侧接触4 MPa氮气的试样相比，一侧接触4 MPa氢气的试样其破裂断口呈明显的准解理特征，氢脆现象显著且冲击(Small punch, SP)能量显著降低。在临氢环境中随着压缩速率的降低材料的氢脆敏感性显著提高，SP能量值也随之降低。这表明，在此压缩速率范围内X65管线钢的氢脆敏感性随着压缩速率的降低而提高。在低压缩速率条件下氢的扩散跟随位错运动进行，位错伴随氢气团一起运动到裂纹尖端而引发显著的氢脆。还基于载荷-位移曲线的分段压缩实验结果并配合试样破裂过程中各阶段的形貌分析，揭示了在材料受力过程中氢的作用机制。

对一种低密度钢Fe-29.96Mn-9.56Al-1.01C在温度为850~1100℃和应变速率为0.01~10 s^-1条件下进行等温压缩，用OM、EBSD和TEM等手段对其表征并构建基于应变补偿的本构方程，研究这种钢在等温压缩过程中的组织演化和动态再结晶以及Z参数对其动态再结晶的影响。结果表明，低温和高应变速率有利于钢中生成细小的动态再结晶晶粒，但是再结晶不充分。应变速率的降低和温度的提高，可使这种钢的动态再结晶较为充分。低密度钢的动态再结晶与Z值有密切的关系。高温和低应变速率的变形条件有利于Z值较低的低密度钢发生再结晶和晶粒的长大。Z值处于中高值的低密度钢，其动态再结晶的晶粒细较小和保留原始带状组织，再结晶程度较低。在低密度钢的热变形过程中晶界取向差呈双峰结构，其主要动态再结晶机制是非连续动态再结晶，在各个热压缩条件下连续动态再结晶和几何动态再结晶的程度都比较低。

使用JMatpro和Thermo-Calc软件优化25Cr3Mo3NiNbZr钢的成分，使用透射电镜(TEM)、电子背散射衍射(EBSD)和相分析等手段表征在700℃高温拉伸前后试样的显微组织和析出相以研究其高温强化机理。结果表明：25CrMo3NiTiVNbZr钢700℃的高温抗拉强度和屈服强度分别为543 MPa、409 MPa，比25Cr3Mo3NiNbZr钢提高了139 MPa和123 MPa。根据对这种钢高温强化机理的分析，析出强化是主要强化方式。在700℃高温拉伸25CrMo3NiTiVNbZr钢其析出强化增量为367 MPa，比25Cr3Mo3NiNbZr钢提高147 MPa，其主要原因是在25CrMo3NiTiVNbZr中析出了热稳定性更高、尺寸更小(平均尺寸为7.93 nm)的析出相。

使用低含量的NH₄Cl活化剂，用粉末包埋法在不同温度对316L不锈钢渗铝不同时间在其表面制备了连续致密的Fe-Al渗层，使用金相显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS)等手段表征了Fe-Al渗层的表面形貌、截面结构以及物相组成，研究了渗铝温度和渗铝时间的影响。结果表明，在不同温度渗铝，渗层主要由Fe₂Al₅相和FeAl₃相组成且呈多层结构，渗层厚度随着渗铝温度的提高而增大；在650~750℃渗铝，渗层呈锯齿状结构嵌入基底，随着渗铝温度的提高齿状形貌特征逐渐消失且渗层表面质量变差。随着渗铝时间的增加，渗层的厚度随之增加但是物相组成不变。结合渗层成分的热力学稳定性，分析了渗层的形成过程。在反应初期已经在基体表面生成了FeAl₃相，但是Fe₂Al₅相一旦开始生成其生长速率就远高于FeAl₃相而使其生长受到抑制；而Fe₃Al相，只有在温度低于422℃时才开始生成。在动力学基础上建立了渗铝的动力学模型并计算出其扩散激活能。

对GCr15轴承钢深沟球轴承套圈进行冷辗扩实验和模拟，用有限元仿真、微观组织观察、残余应力和力学性能测试等手段研究了进给速度对其残余应力的分布、碳化物的析出行为和硬度的影响。结果表明，进给速度为0.50 mm/s时冷辗扩模拟得到套圈外表面残余压应力均值为-170.49 MPa，与实验测定值-160.10 MPa只差6.49%，表明这种模拟的可靠性。随着进给速度的提高(为0.70或0.90 mm/s)套圈变形速率随之提高，心部与表层之间的相对变形量和残余应力增大；套圈内表层碳化物分布均匀，颗粒细小，沟槽处碳化物的平均尺寸最小，分布最密集。套圈的硬度沿径向变化，内表面的硬度比外表面的高，沟槽处的硬度最大。

采用生物培养技术、失重分析、表面分析技术以及电化学测试等手段，研究了油井管P110钢在不同油水混合比例(0.5∶9.5、1∶9、2∶8，质量比)条件下在含硫酸盐还原菌(SRB)和铁氧化菌(IOB)环境中的腐蚀行为及其机理，以及三元复配杀菌剂对P110钢混合菌腐蚀行为的影响。结果表明，在不同油水比环境中，油水比为2∶8时P110钢的腐蚀速率最高(0.2787 ± 0.0042)，属于重度腐蚀；其原因是，原油含量的提高使溶液中的腐蚀性物质和细菌所需的碳源也随之增加，为细菌的生长提供了适宜的条件。加入三元复配杀菌剂使P110钢在不同油水比条件下的腐蚀速率显著降低，尤其是在油水比为2∶8的环境中腐蚀不同时间后其对SRB与IOB的杀菌率均分别达到93%、85%以上，缓蚀率为38.08%~64.11%，腐蚀3 d后加入复配杀菌剂的效果最佳，表明复配杀菌剂对减缓P110钢混合菌腐蚀的效果极为显著。其原因是，复配杀菌剂中的D-络氨酸能使已有的生物膜分散和脱落，并能改变细胞结构和破环氧浓差腐蚀环境，而二甲基亚砜作为增效渗透剂能加速杀菌剂四羟甲基硫酸磷(THPS)进入生物膜内。复配杀菌剂中各组分的协同作用，加速了混合菌的杀灭进程从而抑制P110钢的腐蚀。

用粉末包埋法在316L不锈钢样品和钢管内表面制备Fe-Al涂层，使用扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)和X射线衍射仪(XRD)等手段表征其组织形貌、成分分布和物相组成并比较316L不锈钢平面涂层和管内壁涂层生长的差异，研究了渗铝剂配比、渗铝温度和渗铝时间对其组织结构和物相成分的影响。结果表明，在700~800℃保温渗铝6 h、Fe-Al粉质量分数为75%的涂层其生长效率最高，制备出的涂层均匀平整，致密性良好。在此温度区间，渗铝温度对涂层的物相组成影响不大。这种Fe-Al涂层具有双层结构，外层富铝层主要由FeAl韧性相组成，内层元素扩散层由Fe₃Al相组成。随着渗铝时间的增加元素扩散增强，使涂层表面的致密性提高并在富Al层与扩散层界面区域出现尺寸约1~2 μm的孔洞。渗铝时间越长，孔洞数量越多。在700~800℃渗铝，在316L不锈钢管内壁制备的Fe-Al涂层与316L不锈钢基体界面结合紧密且没有孔洞。在曲面上涂层晶核的体积比在平面上的涂层小，在曲面上形核的几率高、形核更快。在渗铝工艺参数相同的条件下，在不锈钢管内壁生长的涂层厚度约为在不锈钢平面生长的涂层厚度的1.1~2.1倍。

研究了S31655奥氏体不锈钢在模拟工业湿法磷酸中不同温度下的腐蚀行为。结果表明：随着温度的升高S31655的耐蚀性能降低且存在一个临界温度(60℃)，在80℃耐蚀性能显著下降，钝化膜的缺陷浓度N_D提高、厚度W_sc减小、稳定性降低且其半导体性在电位高于0.7 V时由n型半导体转为p型半导体。Cr₂O₃、Fe(Ⅲ)等通过稳定钝化膜提高耐蚀性，$\mathrm{NH}_{4}^{+}$和NH₃配体可对酸性溶液起缓释作用从而抑制腐蚀过程。临界温度的存在与钝化膜中N元素和$\mathrm{NH}_{4}^{+}$在80℃时溶解度的提高相关。温度的升高同时促进了可溶性Fe(H₂PO₄)₂和多孔膜的生成，S31655不锈钢中Ni和N的显著富集使Cr₂O₃沉淀率降低，但是促进了Cr₂O₃的充分结晶和结构稳定，从而使其耐蚀性提高。

采用扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、纳米压痕等实验手段，表征了T15高速钢铸态组织中Ce元素的分布，研究了Ce元素对其铸态组织中一次碳化物的作用机制及其对力学性能的影响。结果表明，T15高速钢中的Ce元素主要富集在稀土夹杂物颗粒处，少量的均匀分布在一次碳化物内。添加0.021% (质量分数，下同)的Ce，尽管没有改变T15高速钢铸态组织的类型，但是显著细化了一次碳化物和改善了MC碳化物的塑韧性，从而使其力学性能大幅度提高。与不含Ce元素的T15高速钢相比，添加Ce元素的T15高速钢其铸态组织中一次碳化物的平均等效直径和最大尺寸分别由4.70 μm和120.25 μm减小到2.91 μm和105.39 μm；MC中V原子的占比降低了6.16%，形貌由粗大条棒状转变为细密颗粒状，使其塑性因子、断裂韧性提高；T15高速钢硬度、抗弯强度和抗拉强度提高了2.84 HRC、130.52 MPa和59.42 MPa。

通过实验观察和理论分析，研究了不同N含量Ti微合金钢凝固过程中TiN的析出行为。结果表明：降低N含量，可减少液相析出的粗大TiN夹杂的数量、体积分数并改变其形貌，同时也降低了固相析出TiN粒子的形核驱动力、粒子尺寸及体积分数。对于Ti元素含量一定的Ti微合金钢，调整N含量可有效调控钢中TiN夹杂和TiN粒子的形貌、大小和体积分数。

采用等温淬火热处理技术制备出一系列无碳化物贝氏体组织中锰钢样品，进行周期浸润加速腐蚀实验和电化学腐蚀实验，研究在海洋飞溅区环境下1200 MPa级中锰钢内、外膜层腐蚀产物演变规律，探究腐蚀膜层组织结构对耐蚀性能的影响。结果表明，实验钢在等温340 ℃保温2 h后，板条边界清晰，组织均匀细小，屈服强度和抗拉强度分别为1297 MPa和1402 MPa，断后伸长率29.3%。随着腐蚀时间的增加，腐蚀产物内膜层由初期疏松多孔的γ-FeOOH逐渐转化为腐蚀后期结构致密的α-FeOOH，Cr和Cu等耐蚀元素在腐蚀产物内膜层中富集，并形成FeCr₂O₄及CuFe₂O₄等稳定的化合物。随着预腐蚀处理时间的增加，腐蚀电流密度先增大后减小，腐蚀电位先负移后正移，电荷转移电阻增大，腐蚀产物膜的保护作用逐渐增强。随着耐蚀元素在腐蚀产物内膜层富集程度增加，电流密度降低，电荷转移电阻升高，耐蚀性增强。

316不锈钢因其优异的耐蚀和加工性能而得到广泛应用，但其宽泛的成分范围会导致性能波动。本文首先将置换型固溶合金化元素归类为稳定铁素体的类Cr元素(Cr, Si, Mo)和稳定奥氏体的类Ni元素(Ni, Mn)。进而引入“团簇加连接原子”模型，给出该不锈钢的16原子成分单元，由此将现有国标成分区间解析成五个16原子成分式，分别对应于两类元素的上下限(Cr, Si, Mo)_{3.0625, 3.5}-(Ni, Mn)_{1.75, 2.25}-Fe_bal和中值(Cr, Si, Mo)_3.25-(Ni, Mn)₂-Fe_bal。采用氩气保护电弧炉熔炼，用真空箱式炉实施均匀化处理(1150 ℃/2 h，炉冷)，冷轧至5 mm薄片(变形量约50%)，再实施固溶处理(1050 ℃/0.5 h，水淬)。类Ni元素含量最低的Ni_1.75合金组织中出现铁素体相，对应的质量百分比成分区间为(21.2~18.5) (Cr, Si, Mo)-11.4(Ni, Mn)-Fe；其它三个样品均为单一奥氏体相。经固溶后，平均维氏硬度约为160，最高为174，均满足国标要求(低于200)。在质量分数为3.5% NaCl溶液中的电化学腐蚀实验结果表明，类Cr元素含量最高的Cr_3.5-Ni_2.25-Fe_bal合金(Fe-17.8Cr-0.6Si-2.7Mo-14.0Ni-0.8Mn-0.021C)体现出最强的耐蚀性能，成分式中类Ni元素原子个数在2以上的合金也表现出较强的耐蚀性，对应的质量百分比成分区间为(18.4~21.1) (Cr, Si, Mo)-(14.7~13.0) (Ni, Mn)-Fe。类Cr元素含量高的合金点蚀电位(0.211 V)也高。综上，Cr_3.25-Ni₂-Fe_bal(Fe-16.7Cr-0.4Si-2.7Mo-11.9Ni-1.2Mn-0.021C)既能形成单相奥氏体，又具有满足标准要求的维氏硬度(~160HV)，并且其耐蚀性也在高的水平(自腐蚀电位-0.082 V、腐蚀电流密度1.83 × 10^-6 A·cm^-2、耐点蚀当量25.6、点蚀电位0.19 V)，合金化元素含量适中，是最佳合金。

使用显微硬度仪、电子拉伸剪切试验机、SEM和IBIS等手段表征SUS301L不锈钢电阻点焊接头不同区域的微观组织、微区性能、断口形貌并研究其力学性能。结果表明，接头的熔核形貌呈椭圆形，分为母材区、热影响区和熔核区。接头熔核的边缘至核心区域的组织分布依次为柱状枝晶和等轴枝晶，接头的主要缺陷有熔核边缘的飞溅、熔核心部的缩孔和微裂纹，飞溅与缩孔的发生密切相关。熔核的直径是影响接头力学性能的关键因素，其力学性能与熔核直径呈正相关。随着双层板厚度的增加，单位熔核直径的增量产生的最大拉剪力增量随之显著增大。热影响区的硬度和强度均低于母材区和熔核区，导致在塑性环形成了一个软化区。这种软化区的强度较低，能承载的拉剪力较小，因此成为拉剪开裂的起始区域。拉剪断裂形式分为穿核断裂和沿核断裂，熔核的直径影响接头的断裂形式。