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机械工程学会摩擦学分会 润滑材料全国重点实验室 摩擦学学报
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学科探索

金属热处理核心 6 大组织 + 4 大工艺，一文吃透钢 / 铝 / 铜热处理实操要点｜材料人必看 2026-03-18 ; 金属热处理是优化材料性能、延长工件使用寿命的核心工艺，通过加热、保温、冷却的精准控制，让金属内部组织结构发生可控变化，从而获得所需的机械、加工或化学性能。 做好热处理，既要掌握钢的 6 大核心组织，也要吃透退火、正火、淬火、回火这 4 大基础工艺，同时针对铝、铜、不锈钢等特殊合金的热处理特点做好适配，这也是材料人必备的专业能力。 一、读懂钢的 6 大组织 金属热处理的本质是通过工艺调整改变内部组织，钢的性能差异核心源于铁素体、渗碳体、奥氏体、马氏体、珠光体、索氏体这 6 大组织的不同组合，各组织的结构和性能特点各有侧重：铁素体塑性韧性好但强度硬度低，是钢的基础相；渗碳体硬度极高但脆性大，是钢的主要强化相；奥氏体仅在 727℃以上稳定存在，塑性佳适合高温加工；马氏体是淬火后形成的硬脆相，是钢强化的关键；珠光体强韧性均衡，是退火、正火后的常见组织；索氏体是细片状珠光体，综合机械性能更优，回火索氏体更是结构件调质处理的理想组织。这 6 大组织的相互转化，就是热处理工艺调控的核心逻辑。 二、吃透 4 大基础工艺 业内常说的热处理 “四把火”，是钢热处理的基础核心，各工艺的加热、冷却方式不同，目的和应用场景也各有针对性，实操中需根据工件需求精准选择。退火是将钢加热保温后缓慢冷却，细分完全退火、球化退火等类型，核心作用是降低硬度、消除内应力、细化晶粒，为切削加工或后续热处理做准备；正火的加热温度略高于退火，保温后空冷，冷却速度更快，能细化组织、消除二次渗碳体，常作为低碳钢切削加工预处理或普通结构件最终热处理；淬火是加热保温后快速冷却，核心是获得马氏体组织以提高钢的硬度和强度，实操中需把控淬火温度、介质和方法，避免工件变形开裂；回火是淬火后的必备工序，通过低温、中温、高温回火消除淬火内应力、降低脆性，匹配不同性能需求，其中淬火 + 高温回火的调质处理，能让工件获得优良的综合机械性能，是轴、齿轮等重要结构件的常用工艺。 三、适配不同合金，掌握特殊材料热处理实操要点 钢的热处理工艺是基础，但铝、铜、不锈钢等合金的热处理有明显特性，实操中不能照搬钢的工艺，需抓住其核心特点。铝合金的核心强化方式是 “淬火 + 时效”，淬火获得低强度高塑性的过饱和固溶体，时效通过弥散强化提升强度，且淬火后有孕育期，可在此阶段进行冷加工，还能通过回归处理矫正变形；铜合金分黄铜和青铜，黄铜以退火为主，消除加工硬化和内应力，青铜可通过淬火时效或淬火回火实现强化；不锈钢则分马氏体和奥氏体两类，马氏体不锈钢需通过淬火回火提高强度硬度，淬火后需及时回火防开裂，奥氏体不锈钢核心是固溶处理和去应力退火，以此提升耐腐蚀性。 金属热处理的核心，是根据材料类型、工件需求，精准把控加热速度、最高温度、保温时间、冷却速度这四大工艺参数，让组织转化达到预期。掌握 6 大钢组织的特性，吃透 4 大基础工艺的操作逻辑，再适配不同合金的热处理特点，才能让热处理工艺真正服务于材料性能优化，这也是材料人在实操中需要不断打磨的专业能力。 ; ; ; ; ; ; 点击查看全文 ;
新型热双屏障涂层让发动机效率飙升20% 2026-03-18 ; 在高温工业领域，热障涂层（TBCs）是燃气轮机和航空发动机的“守护神”，能保护涡轮叶片免受超过1700°C的燃烧气体侵蚀。然而，传统TBCs主要关注降低热传导，却在高温下忽视了辐射热传递的威胁——而辐射热随着温度升高呈四次方增长，成为效率的“隐形杀手”。 近日，一项研究提出热双屏障涂层（TDBCs），通过引入金属硅化物超材料，首次实现传导与辐射热量的双重阻断。这项技术不仅让涂层在1200°C高温下保持稳定，更模拟出20K的温度梯度提升，有望将发动机效率提高10-15%！ 01 传统TBC的瓶颈：辐射热成了“漏网之鱼” 传统TBCs依赖多孔氧化钇稳定氧化锆（YSZ）降低热传导，但在1000°C以上，辐射热传递贡献超过30%的总热流。正如研究指出，“光子层面的辐射热转移长期以来被忽视”。 图1f显示，TBC性能提升对应着千亿级市场规模——2021年燃气轮机市场达1010亿美元。而图1g中，涂层冷侧通过流体冷却，热侧承受辐射负荷，这种“双环境”配置正是TDBC的设计初衷。 02 创新设计：超材料嵌入，双管齐下阻热流 TDBC的核心是在YSZ基质中嵌入三层超薄金属超材料（每层50-100 nm），层间以YSZ间隔（75-100 nm）。这种设计巧妙分离了热传导和辐射抑制功能： YSZ基质保持低热导率（0.7-1.5 W·m⁻¹·K⁻¹）； 金属层反射可见至中波红外辐射，阻断辐射热。 图3c的模拟显示，单层YSZ在1-5 μm波段透射率高，与黑体辐射谱重叠，而超材料可实现近零透射。通过混合热传递模型（图3d），团队预测理想TDBC支持额外20K温度梯度，对应显著能效提升。 03 攻克氧化难题：PBR工程筛选“高温战士” 高温下氧化是超材料的“阿喀琉斯之踵”。研究引入Pilling-Bedworth Ratio（PBR）作为材料筛选标准：PBR=1-2时，氧化物层形成保护性钝化膜（如TiO₂），否则易氧化或剥落。 图4a中，钛（Ti, PBR=1.7）处于保护范围，而钨（W）等虽熔点高但PBR非保护性。SEM图像（图4b-d）证实：Ti/YSZ在1000°C退火后结构完整，而W基材料严重降解。红外透射谱（图4e）显示Ti/YSZ透射率仅7%，远低于W基材料。 04 金属硅化物：1200°C下稳如泰山的“秘密武器” 为进一步提升氧化抗性，团队转向金属硅化物（如TiSi₂、W₃Si₄）。这类材料通过形成低氧渗透性SiO₂钝化层，实现超强稳定性。 图5a-c中，W₃Si₄在大气中反射率几乎不变，而Ti/YSZ显著退化。图5d-f显示W₃Si₄在1200°C下结构稳定，仅顶部颗粒化。反射谱（图5g）表明再结晶反而增强金属性。 微观分析（图6）揭示机制：W₃Si₄层中W集中于中心，Si在边缘形成SiO₂钝化层，有效阻氧。 05 应用前景：从航空发动机到绿色能源 TDBCs技术不仅适用于燃气轮机，还可扩展至： 航空发动机：提升效率，延长寿命； 高温工业炉：减少能源损失； 热光伏系统：提高光热转换效率。 研究通过可扩展的薄膜沉积技术（如溅射），使TDBCs易于大规模应用，兼顾性能与成本。
宁波材料所-赵海超及其合作者︱系列进展：MOF基抗菌防污材料 2026-03-18 ; 一、研究背景： ; 海洋生物污损会造成航行阻力增加、燃油消耗激增以及海洋装备腐蚀加剧等危害，是制约海洋工程服役稳定性和可靠性的关键瓶颈，开发高效、长效、环境友好的抗菌防污涂层是核心策略。金属有机框架材料（MOFs）因其结构可调、比表面积高等优势，在抗菌领域展现出潜力。然而，传统MOFs的有机配体多缺乏抗菌活性，其作用主要依赖金属离子缓释，导致抗菌机制单一、效率受限。因此，开发具有本征高抗菌活性的有机配体，构建金属离子与抗菌配体协同的MOFs体系，已成为提升MOF材料抗菌防污性能的关键，对推动其在海洋防污与微生物腐蚀控制领域的实际应用具有重要意义。 二、文章简介： 近期，沈阳化工大学与中国科学院宁波材料技术与工程研究所的研究人员，在利用配体功能化策略提升金属有机框架材料（MOFs）抗菌防污性能方面取得重要突破。研究团队采用两种创新策略开展研究：其一，通过“防污剂配体工程化”策略，将商用防污剂苯并异噻唑啉酮（BIT）接枝到对苯二甲酸配体分子上，成功构建系列功能化MOFs材料，实现了抗菌配体与金属离子的协同持久释放，有效提升材料抗菌防污的长效性；其二，通过“配体交换”策略，将商用抗菌防污剂吡啶硫酮钠（SPT）封装于柱撑型MOF材料——ZU-901中，构建出具有“双重抗菌”协同效应的功能材料，进一步强化抗菌防污性能。上述两项研究成果分别发表于国际权威期刊Chemical Engineering Journal和Progress in Organic Coatings，彰显了该研究在MOFs材料功能化改性及抗菌防污领域的应用前景。 三、研究内容： 1.样品制备： 1. BIT-Amine-BDC 配体及 M-MOFs 的制备 首先，通过Mannich反应，将商业化抗菌剂1,2-苯并异噻唑啉-3-酮（BIT）接枝到2-氨基对苯二甲酸上，合成具有本征抗菌活性的新型配体BIT-Amine-BDC。随后，将该配体分别与Zn²⁺、Cu²⁺、Ce³⁺金属离子进行溶剂热反应，自组装构建系列M-MOFs（M=Zn, Cu, Ce）抗菌材料。 2. ZU-901@SPT 材料的制备 采用配体交换策略，将柱撑结构MOF材料ZU-901浸渍于广谱抗菌剂吡啶硫酮钠（SPT）溶液中。通过Cu-S配位键的作用，将SPT分子稳定封装于ZU-901骨架中，成功制得功能化MOFs抗菌材料ZU-901@SPT。 2.涂层制备： 1.M-MOFs（M：Zn、Cu、Ce）通过超声分散和机械混合与水性丙烯酸树脂混合，粉末质量比分别为0 wt%、3 wt%和5 wt%。 2． PDMS基杂化涂层的合成步骤如下：将ZU901和ZU901@SPT超声处理30分钟以形成均匀悬浮液，将该悬浮液与羟基硅油混合并在室温下机械搅拌1小时，使填料在硅油相中均匀分散；随后依次加入正硅酸乙酯（TEOS）和有机锡催化剂（如二月桂酸二丁基锡，DBTL），严格控制羟基硅油、正硅酸乙酯与催化剂三者的质量比为90:10:1，填料添加量为最终复合材料总质量的3 wt%或5 wt%；将体系在室温下持续机械搅拌至混合均匀，随后在室温下固化24–48小时以保证其硬度。 3.表征技术： 使用扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）观察材料微观形貌与结构。通过X射线衍射（XRD）和X射线光电子能谱（XPS）分析晶体结构与元素化学态。采用紫外-可见吸收光谱（UV-vis）和傅里叶变换红外光谱（FTIR）评估光学性质与官能团变化。通过热重分析（TGA）和氮气吸附-脱附（BET）测定热稳定性与孔结构特性。 4.抗菌评价： 采用抑菌圈法（ZOI）和最小抑菌浓度（MIC）评估抗菌活性，通过平板菌落计数计算抑菌率。利用扫描电镜（SEM）观察细菌形貌变化，采用结晶紫染色和激光共聚焦（CLSM）活/死染色分析抗生物被膜能力。通过藻抑制率测定和荧光显微镜评估抗藻性能。采用电子顺磁共振（EPR）检测活性氧生成。 5.结果与讨论 研究内容一： 图 1;中的 ¹H NMR 和 FT-IR 光谱证实了 BIT 的成功修饰，随后利用该配体与 Zn²⁺、Cu²⁺、Ce³⁺三种金属离子配位，合成了相应的 Zn-MOFs、Cu-MOFs 和 Ce-MOFs，XPS 分析证实了金属离子与配体间的配位作用，N₂吸脱附曲线和 SEM/TEM 表征则揭示了 MOFs 的多孔结构和不同形貌（Zn-MOFs 呈层状堆积，Cu-MOFs 和 Ce-MOFs 为纳米颗粒），静电势（ESP）分布计算表明配体上带负电的羰基氧是优先与金属离子配位的位点。 图1. ;BIT-Amine-BDC与M-MOFs（M：Zn、Cu、Ce）的表征结果。（A）¹H NMR谱图，（B） FT-IR光谱，(C) ;BIT-Amine-BDC与M-MOFs（M=Zn, Cu, Ce）的紫外-可见吸收光谱，(D) M-MOFs（M=Zn, Cu, Ce）的XRD衍射图谱，(E) ;BIT-Amine-BDC与M-MOFs（M=Zn, Cu, Ce）的XPS概览谱，(F) Zn 2p, (G) Cu 2p的高分辨XPS谱， (F) Zn 2p、(G) Cu 2p、 (H) Ce 3d 及 (I) O 1s 高分辨率光电子能谱，(J) M-MOFs (M：Zn, Cu, Ce）的N₂吸附-脱附等温线，(K) BIT-Amine-BDC的静电势分布图。 图 2;A-D 释放实验表明 M-MOFs 能持续释放抗菌配体和金属离子，其中 Zn-MOFs 的累积释放周期长达 38 天，平板菌落计数法证实 Cu-MOFs 在 0.025 mg/mL 的低浓度下 12 小时内即可实现对大肠杆菌的 100% 杀灭，表现出最优异的抗菌性能，抗藻实验显示 0.1 mg/mL 的 M-MOFs 对小球藻的抑制率超过 70%。 图2. BIT-Amine-BDC及M-MOFs（M：Zn、Cu、Ce）的长期体外抗菌活性评价。(A) 标准BIT-Amine-BDC的校准曲线（通过紫外-可见光谱测定）；(B–D) 其从M-MOFs（M：Zn, Cu, Ce）中的释放曲线；(E, F) 含0.1 mg/mL BIT-Amine-BDC的培养基中，12小时及24小时培养的大肠杆菌菌落形成单位（CFU）计数BIT-Amine-BDC与M-MOFs（M：Zn、Cu、Ce）的释放曲线；（E、F）大肠杆菌、（G、H）金黄色葡萄球菌、（I、J）铜绿假单胞菌经12小时及24小时培养后的灭菌效率定量评估；（K）M-MOFs（M：Zn、Cu、Ce）处理藻类的杀灭率；（L）M-MOFs（M：Zn、Cu、Ce）处理藻类的扫描电子显微镜图像。 图 3;涂层抗菌测试结果表明，添加 5 wt% M-MOFs 的杂化涂层在 4 小时内对大肠杆菌的杀灭率均超过 94%，其中 Cu-MOFs 和 Ce-MOFs 达到 100%，对金黄色葡萄球菌的杀灭率分别达到 99.1%（Zn-MOFs）、100%（Cu-MOFs）和 88.1%（Ce-MOFs），抗藻实验显示经 5 天浸泡培养后，5 wt% M-MOFs 杂化涂层表面的小球藻绿色荧光信号显著减弱，SEM 图像显示藻细胞出现明显的破裂和崩解，而空白对照组藻细胞形态完整，证实了杂化涂层优异的抗藻附着性能。 图3. M-MOFs混合涂层（M：Zn、Cu、Ce）的抗菌与抗藻性能评估。(A) 菌落形成单位（CFU）计数与 (B)经M-MOFs混合涂层孵育后细菌灭菌效率的定量评估，(C) 共聚焦显微镜图像与 (D) 扫描电子显微镜图像显示小球藻与纯涂层及5 wt% M-MOFs防污涂层共培养5天后的状态。 图 4;采用 L929 小鼠成纤维细胞，通过 CCK-8 法、Annexin V/PI 流式细胞术和活 / 死细胞染色激光共聚焦显微镜系统评估了 BIT-Amine-BDC 及 M-MOFs 的细胞相容性，CCK-8 结果显示材料对细胞的毒性呈现浓度依赖性，在 26 μg/mL 浓度下，Ce-MOFs 处理 24 小时后细胞存活率仍达 80%，表现出优异的生物相容性，而 Zn-MOFs 和 Cu-MOFs 在该浓度下细胞存活率降至 20% 左右，活 / 死细胞染色进一步证实在 13 μg/mL 浓度下，Ce-MOFs 处理组几乎观察不到红色荧光（死细胞），绿色荧光强度接近对照组水平，流式细胞术定量分析表明 13 μg/mL Zn-MOFs 处理组诱导了大量细胞晚期凋亡（Q2 象限 28%），而 BIT-Amine-BDC（5.34%）、Cu-MOFs（6.61%）和 Ce-MOFs（0.87%）对细胞凋亡的影响较小，三种 MOFs 的生物相容性顺序为 Zn-MOFs < Cu-MOFs < Ce-MOFs。综上所述，所制备的系列 M-MOFs 及基于其构筑的杂化涂层均展现出优异的抗菌与抗藻性能。 图4. BIT-Amine-BDC及M-MOFs（M：Zn, Cu, Ce）的生物相容性评估。(A-D) L929细胞经不同浓度样品处理24小时后的CCK-8细胞活力测定；(E) Calcein-AM/PI活/死细胞染色激光共聚焦图像（标尺：100 μm）；(F-T) Annexin V/PI流式细胞术分析细胞凋亡（Q1：坏死细胞，Q2：晚期凋亡，Q3：早期凋亡，Q4：活细胞）。 研究内容二： 图5;通过SEM/TEM观察到材料从二维层状向纤维状结构转变；进一步通过透射电镜进行元素分布分析，ZU-901@SPT中出现明显的特征元素S；XPS证实Cu-S键的形成，S含量为7.15%，S/Cu原子比为2.19，共同证明ZU-901经SPT修饰后发生了配体交换。 图5. ;ZU-901与ZU-901@SPT的表征。(A, B) ZU-901与ZU-901@SPT的扫描电子显微镜图像。(C) ZU-901的透射电子显微镜图像、对应的选区电子衍射图案及元素映射图。(D) ZU-901@SPT的透射电子显微镜图像及对应元素映射图。(E, F) ZU-901与ZU-901@SPT的全波段XPS光谱图。(G) ZU-901与ZU-901@SPT中元素的原子百分比分布。(H, I) ZU-901与ZU-901@SPT中Cu 2p的高分辨率XPS谱。(J) ZU-901@SPT中S 2p的高分辨率XPS谱。 图6;通过最小抑菌浓度和平板菌落计数法评估了ZU-901和ZU-901@SPT的抗菌性能，MIC测定结果显示，ZU901在1 mg/mL浓度下仍无法完全抑制细菌生长，而ZU901@SPT的抗菌活性显著提升，对金黄色葡萄球菌MIC低至2 μg/mL，对大肠杆菌为50 μg/mL；平板菌落计数证实，在2 μg/mL浓度下，ZU-901@SPT对大肠杆菌12小时抑制率超过99%，对金黄色葡萄球菌达79%。 图6. ZU-901与ZU-901@SPT抗菌性能评估。ZU-901（A、B）及ZU-901@SPT（C、D）对大肠杆菌与金黄色葡萄球菌的最小抑菌浓度（MIC）曲线图。大肠杆菌（E）与金黄色葡萄球菌（F）在含ZU-901及ZU-901@SPT琼脂培养基上的显微照片，粉末杀菌效率定量评估（G, H）。 图7;将ZU-901和ZU-901@SPT以3 wt%和5 wt%的比例掺入PDMS制备杂化涂层，抗菌测试表明，3 wt% ZU-901@SPT涂层对金黄色葡萄球菌5小时杀灭率达99.14%，对大肠杆菌为78.26%；在5 wt%添加量下对两种细菌的杀灭率均超过90%；抗藻实验证实，3 wt% ZU-901@SPT涂层可显著抑制小球藻附着，激光共聚焦结果显示绿色荧光信号明显减弱，SEM图像观察到藻细胞出现明显破裂与崩解，表明该杂化涂层具有优异的抗菌抗藻性能。 图7. ZU-901与ZU-901@SPT复合涂层的抗菌及抗藻性能评估。（A）涂层孵育后菌落形成单位（CFU）计数（B）对应的灭菌效率（C）共聚焦显微镜图像（D）荧光强度定量分析（E）涂层表面藻类扫描电子显微镜图像。 ;四、结论与展望： 1. 采用“防污剂工程化配体”策略将BIT接枝合成BIT-Amine-BDC配体，并结合“配体交换法”将SPT封装入ZU-901骨架，两种功能化改性策略均显著提升了材料的本征抗菌活性，证实了分子层面的结构修饰可有效突破传统MOFs的抗菌性能瓶颈。 2. 成功构建了系列M-MOFs（M=Zn, Cu, Ce）及ZU-901@SPT复合材料。其中，Cu-MOFs表现出最优异的抗菌活性，对大肠杆菌、铜绿假单胞菌和金黄色葡萄球菌的MIC值分别为0.05、0.075和0.05 mg/mL；ZU-901@SPT对金黄色葡萄球菌的MIC值低至2 μg/mL。SPT修饰诱导ZU-901由二维层状向纤维状结构转变，增强了材料与细菌的物理接触破坏能力。 3. Cu-MOFs与ZU-901@SPT的优异抗菌性能均源于多重协同机制：金属离子与功能化配体杂环分子的协同作用，高效催化产生羟基自由基（·OH）引发氧化损伤，同时直接破坏细菌细胞膜结构及细胞内蛋白质/DNA功能，从而实现广谱高效的抗菌效果。 4. 将功能化MOFs与丙烯酸树脂或PDMS复合制备的杂化涂层，在3–5 wt.%的低添加量下即表现出优异的抗菌性能（对测试菌株杀灭率达94–100%）及良好的抗藻附着能力。该涂层在保持基体原有物化性质的同时，显著增强了防污功能，展现出良好的应用前景。
文献分享| ACS |受贻贝化学与 “砖 - 泥” 结构启发的纳米复合涂层及其长效海洋防污防腐性能 2026-03-17 ; 大家好，今天给大家分享一篇浙江大学张庆华教授研究团队发表在ACS Applied Materials & Interfaces的文章。本文章受贻贝强黏附机制及其贝壳独特的“砖 - 泥” 结构启发，以单宁酸（TA）/ 己二酰肼（ADH）改性氧化石墨烯（GO）（TDGO）为 “砖”，有机硅烷改性环氧树脂（EPUR）为 “泥”，构建并制备了一种兼具防污与防腐性能的新型仿生纳米复合涂层。TDGO 与 EPUR 界面形成的高密度氢键赋予复合材料强界面相互作用，使其形成逆珍珠层结构；同时分子间相互作用显著提升了复合材料的强度与韧性。涂层低表面能带来的污损释放特性，结合单宁酸的抗菌性能，产生了优异的物理化学协同防污效应，对多种海洋生物污损均表现出优异的抵抗能力。TDGO 的片层体积效应、迷宫效应以及单宁酸的配位作用，有效提升了涂层的防腐性能。此外，该涂层还具备优异的力学性能、基材附着力、良好的热稳定性、在酸碱溶液中出色的稳定性，以及热刺激下卓越的自修复能力，在制备海洋用仿生防污防腐涂层领域展现出巨大应用潜力。 1. 文章背景 ; ; ; 海洋生物污损是指污损生物及其分泌物在海洋装备表面的附着与定植，这对海洋装备的使用与维护构成了严峻挑战。该现象不仅会导致装备性能下降、维护成本增加，还会改变金属 - 溶液界面的电化学环境（pH、溶解氧及离子浓度），进而诱发氧化还原反应、加速金属材料的腐蚀。据统计，全球每年因金属腐蚀造成的损失高达 2.5 万亿美元，其中约 20% 的腐蚀失效由海洋生物污损直接引发。为实现海洋工业的可持续发展，亟需采取有效手段应对上述难题。 ; ; ; 在众多防污防腐策略中，有机涂层因施工便捷、防护效果好、成本低廉而备受青睐。通常以高分子材料作为成膜剂，在基材表面涂覆形成防护层。其中，环氧树脂凭借致密的交联结构，具备优异的化学稳定性与力学强度，在腐蚀防护领域得到广泛应用；同时其分子中丰富的极性官能团，可与金属基材形成强附着力。而防污涂层的设计主要依托涂层材料的表面工程改性，或负载抗菌活性组分以提升防污性能。在此方面，聚二甲基硅氧烷（PDMS）因具有低表面能特性，已成为主流的环保型污损释放型防污涂层基体。遗憾的是，传统防污或防腐涂层大多功能单一，往往需要采用多层体系才能实现防污与防腐性能的协同耦合。防腐底漆与防污面漆之间存在相容性差、模量不匹配等突出问题。 ; ; ; 尽管引入中间连接层可缓解这一困境，但不可避免地会增加施工与维护流程的复杂度。在此背景下，将防污与防腐双重功能集成于单一涂层，同时保证优异的基材附着力，成为极具应用前景的技术路线。然而，单层涂层在成膜过程中易产生微孔、微裂纹等微观缺陷，大幅缩短了海水腐蚀介质的扩散路径，使其更易抵达金属表面，致使其耐腐蚀性显著逊于多层体系。 氧化石墨烯（GO）、六方氮化硼、层状双金属氢氧化物等二维纳米材料，已被证实是提升涂层防腐性能的高效功能填料。其微小尺寸可有效填充基体内部缺陷，提升复合涂层的致密性与完整性；片层间延长的扩散路径所产生的迷宫效应，能显著增强涂层抗渗透能力，构筑起强效的物理防腐屏障。其中，GO 因制备工艺成熟、化学稳定性高、易于改性等优势受到广泛关注。但 GO 自身易发生团聚，与聚合物链的界面相容性较差，不仅导致性能提升效果不佳，甚至会使涂层整体性能劣化。通过共价或非共价方式对 GO 进行功能化修饰，可在一定程度上克服上述局限。值得关注的是，采用单宁酸（TA）改性 GO 可实现三重优势：在基体中分散更均匀、赋予外源抗菌性能、具备天然缓蚀作用；进一步与己二酰肼（ADH）共价接枝，可形成多重氢键，构建强界面相互作用，提升复合材料的强度与韧性。 ; ; ; 自然界中的生物为适应环境，演化出了诸多独特的功能与结构。贻贝可通过足部分泌大量含邻苯二酚结构的左旋多巴（DOPA），使其在高速冲刷的海水中仍能非特异性地牢固附着于各类基材表面；天然珍珠层具有规整独特的 “砖 - 泥” 结构，赋予其优异的刚性与韧性。 2. 文章要点 图1 用于海洋防污与防腐的逆珍珠层结构仿生杂化涂层制备示意图(a) EPUR（聚合物基体）的化学结构。(b) TDGO 的制备过程。(c) 具有逆珍珠层结构与多类型动态相互作用的 TDGO/EPUR 复合涂层示意图。(d) 涂层中的交联位点与动态相互作用。 图 2 (a) EPUR 的傅里叶变换红外光谱与 (b) X 射线光电子能谱。(c) EPUR 的 C 1s 高分辨谱图。(d) GO 与 TDGO 的红外光谱、(e) X 射线衍射曲线、(f) 拉曼光谱及 (g) X 射线光电子能谱。(h) GO 与 (i) TDGO 的 C 1s 高分辨谱图。(j) GO 与 (k) TDGO 的扫描电镜（SEM）形貌图。(l) TDGO 中各元素的质量百分比。 图3(a) 500–4000 cm⁻¹ 范围内及 (b) 特定波数区间内不同 TDGO/EPUR 复合涂层的傅里叶变换红外光谱。(c) EPUR-1:1 与 (d) 0.5% TDGO/EPUR-1:1 的表面扫描电镜照片。(e) EPUR-1:1 与 (f) 0.5% TDGO/EPUR-1:1 的断面扫描电镜照片。 图4(a) 不同复合涂层的差示扫描量热曲线与 (b) 热重分析曲线。(c) 应力 - 应变曲线与 (d) 不同复合涂层的力学性能。(e) 不同涂层在金属基材上的剪切强度。(f) 不同涂层在金属及环氧树脂基材上的法向剥离附着力。(g) 磨损试验机实物图。(h) 钢丝棉磨损 30 个循环前后涂层的照片以及 (i) 水接触角（WCA）。 图5 TDGO/EPUR 复合涂层的表面性能(a) 涂层在人工海水中浸泡 15 天期间水接触角的变化。(b) 二碘甲烷接触角以及 (c) 涂层在人工海水中浸泡 15 天前后的表面能。(d) 涂层的粗糙度。 图 6(a) 原始涂层 Q235 钢与裸钢的开路电位（OCP）；涂层 Q235 钢在 3.5 wt% 氯化钠水溶液中浸泡后，(b) 15 天、(c) 31 天的开路电位（OCP）；用于拟合电化学阻抗谱（EIS）数据的等效电路（EEC）：(d) 0 天、(e) 15/31 天、(f) 31 天；(g) 奈奎斯特图、(h) 波德模量图、(i) 波德相位角图：涂层 Q235 钢与裸钢在 3.5 wt% 氯化钠水溶液中浸泡 0 天后的测试结果；(j) 奈奎斯特图、(k) 波德模量图、(l) 波德相位角图：涂层 Q235 钢在 3.5 wt% 氯化钠水溶液中浸泡 31 天后的测试结果。 图7.常规涂层和复合涂层的防腐蚀机理图。 图 8 不同涂层的防污性能(a1) 涂层的抗大肠杆菌性能；(a2) 抗金黄色葡萄球菌性能；(a3) 抗铜绿假单胞菌性能。不同涂层对 (b1) 大肠杆菌、(b2) 金黄色葡萄球菌、(b3) 铜绿假单胞菌的抑菌圈。(c) 涂层的抑菌率；(d) 涂层的抗菌机理。 图 9(a) 涂层的抗藻类性能；(b) 涂层的抗蛋白质吸附性能。(c) 0.5% TDGO/EPUR-1:1 涂层对不同污染物的自清洁性能。 图 10(a) EPUR-1:1 与 (b) 0.5% TDGO/EPUR-1:1 涂层在不同 pH 水溶液中浸泡后的水接触角（WCA）变化。(c) 浸泡过程中涂层粗糙度（Ra）的变化。 图 11 自修复与循环利用性能(a) TDGO/EPUR 复合涂层的自修复机理。(b) EPUR-1:1、(c) 0.2% TDGO/EPUR-1:1、(d) 0.5% TDGO/EPUR-1:1 以及 (e) 1.0% TDGO/EPUR-1:1 的应力 - 应变曲线（原始试样、分别在 60 ℃ 和 120 ℃ 下处理 12 h 后的试样）。(f) 自修复试样的拉伸强度与 (g) 对应的自修复效率。(h) 不同涂层在氙灯照射开启与关闭过程中的温度 - 时间变化曲线。(i) 光热性能测试过程中涂层表面的红外热成像图。 3. 文章结论 ; ; 本文章受贻贝强黏附机制及其贝壳独特的“砖 - 泥” 结构启发，以 TDGO 为 “砖”、EPUR 为 “泥”，制备了一种兼具防污与防腐性能的新型仿生纳米复合涂层。TDGO 与 EPUR 界面形成的高密度氢键赋予复合材料强界面相互作用，使其形成逆珍珠层结构；同时分子间作用力显著提升了复合材料的强度与韧性。涂层低表面能带来的污损释放特性，结合单宁酸（TA）的抗菌性能，产生了优异的物理 - 化学协同防污效应，对细菌、藻类及蛋白质均表现出强大的抵抗能力。TDGO 的片层体积效应与迷宫效应，协同 TA 的配位作用，共同提升了涂层的防腐性能。此外，该涂层具备优异的基材附着力、良好的热稳定性、环境稳定性，以及热刺激下卓越的自修复能力，在各类海洋场景中展现出重要应用潜力。因此，本文为多种水下装备的长效防护提供了一种创新策略。
厦门大学 | Acta Mater. | 贫化区消失之谜：Acta Mater报道，铝合金>25°晶界处，辐照缺陷为何“拒绝清净”？ 2026-03-17 ; 文章导读 本文通过原位透射电镜技术，系统研究了400 keV Al⁺离子辐照下5052铝合金中晶界取向差对辐照诱导位错环异常形核与演化的影响。研究发现，与传统认知中晶界作为强缺陷阱的行为不同，在低辐照剂量下，位错环优先在高角度晶界附近形核，且形核剂量阈值强烈依赖于晶界取向差。具体而言，取向角大于15°的晶界在0.4 dpa时即开始有位错环形核，而取向角为5-15°和1-5°的晶界形核阈值分别延迟至1.0 dpa和1.2 dpa。研究进一步揭示，这种异常形核行为源于晶界取向差所导致的固有应力差异以及溶质原子（Mg）在晶界处的偏聚与扩散行为差异。高角度晶界区域更高的应力集中分数和原子扩散速率促进了自间隙原子团的优先簇聚，从而主导了早期的位错环形核。随着辐照剂量增加，位错环在高角度晶界处生长、合并，并最终形成位错网络，此网络可作为二次缺陷阱吸收后续缺陷，改变了晶界附近的微观状态。此外，研究还发现缺陷贫化区的形成与宽度同样受晶界取向角调控，在高角度晶界附近甚至观察到贫化区的缺失。该工作通过建立晶界取向角、应力状态、缺陷演化和晶界微观状态变化之间的关联，为基于晶界工程设计高抗辐照铝合金材料提供了新的实验证据和机理见解。 重点部分·图文解读 图1：展示了未辐照样品的晶界取向差表征与分类结果。图1a为通过透射菊池衍射获得的带衬度图，显示了三个待研究区域的晶界。图1b将1°至>50°的取向差以5°为间隔分为11类并用不同颜色标示。图1c清晰地显示，在0.6 dpa剂量下，位错环显著聚集在取向角大于15°的晶界附近，而小于15°的晶界仅可见短位错线衬度。图1d和1e统计了样品中不同角度晶界的频率以及典型观察区域的晶粒取向差分布，表明低角度晶界在样品中占比最大。 图2：系统研究了不同取向差晶界处位错环形核的辐照剂量窗口。图2a-c分别展示了取向差为1-5°、5-10°和10-15°的晶界附近位错环的原位演化过程，证实了形核阈值的存在。图2d总结了不同取向差晶界处位错环形核与辐照剂量的关系图，明确指出位错环在晶界处的形成不仅与取向差相关，也与辐照剂量紧密相关。 图3：分析了位错环在五个高角度晶界（>15°）附近的生长行为。图3a-d追踪了每个晶界附近多个标记单环的尺寸随剂量的演化，统计显示较大取向角的晶界出现大尺寸环的频率更高，生长速率也更快。图3e和3f则统计了相同区域内（包含一个晶界）位错环的平均尺寸和数密度随剂量的变化，揭示了环的尺寸增长与数密度增加之间的竞争关系。 图4：通过改变衍射条件，验证了辐照诱导位错环确实位于晶界上。图4a显示当晶界处于刃型状态、完全展宽等不同形态时，位错环均随机分布在晶界上。图4b原位展示了晶界上位错环典型的生长和合并过程。图4c跟踪了图4b中几个标记环的尺寸变化，表明即使在晶界区域，位错环之间仍可发生合并。 图5：对比了低角度与高角度晶界附近缺陷贫化区的差异。图5a和b的弱束暗场像清晰地显示了基体中小尺寸缺陷簇的存在，再次证明了位错环在晶界处的优先形成。图5c和d显示在1.2 dpa时，1-5°的低角度晶界附近存在缺陷贫化区，而高角度晶界（GB-11）右侧则没有明显的贫化区。图5e和f进一步说明了低角度晶界附近的缺陷贫化区宽度随辐照剂量增加而变窄的趋势。 图6：将本研究观察到的缺陷贫化区宽度数据与文献中报道的不同晶体结构金属及合金的数据进行了对比分析。结果表明，贫化区的形成与材料晶体结构无关，但本研究中发现取向角超过25°的晶界表现出完全的贫化区抑制，凸显了晶界宏观与微观状态依赖的辐照损伤容忍度。 图7：通过几何必要位错密度图和示意图，分析了晶界取向差与应力集中的关系。图7a-c显示了标记的低角度和高角度晶界区域典型的应变水平。图7d表明GND密度随晶界取向角增加呈非线性增长，在10°和40°附近出现跃升。图7e示意图表明，高角度晶界区域具有更扩展的应力集中分数，能提供更宽的应力梯度驱动自间隙原子向晶界输运。 图8：利用几何相位分析法获得了典型低角度和高角度晶界在辐照前的应变分布。图8a和d分别为过滤后的低角度和高角度晶界高分辨像的逆傅里叶变换图。图8b-f展示了通过GPA提取的应变(sxy)分布图及对应的线扫描曲线。结果表明，高角度晶界区域的应变波动范围更大，这与更高的应力集中状态相符。 图9：通过建模和示意图阐述了晶界特性对缺陷优先形核的机理。图9a示意图描述了自间隙原子扩散模式与距晶界距离的关系。图9b基于Arrhenius公式估算了373 K下不同取向差晶界处的原子扩散系数，显示高角度晶界的扩散速率比低角度晶界高1-2个数量级。图9c-d和e示意图综合了扩散机制和晶界特性的影响，分阶段（优先形核、形成位错网络、作为二次缺陷阱）阐释了不同辐照阶段晶界处位错环分布模式的控制机制。 图10：重点讨论了辐照诱导的位错半环演化及其与晶界的相互作用。图10a展示了在2.2 dpa下，不同晶界（GB-2和GB-8）处的位错形态差异。图10b给出了存在大型位错半环的高角度晶界两侧晶粒的取向关系。图10c1-c2示意图描绘了紧邻晶界的位错半环形成、生长以及其滑移面随辐照剂量发生旋转的过程。 图11：通过示意图总结了低角度与高角度晶界附近缺陷聚集和贫化区形成过程的差异。图11a和b示意性地对比了在低角度和高角度晶界邻近区域，随着辐照剂量增加（Dose-1至Dose-3），位错环形核、生长、形成网络，并最终影响贫化区特征的不同路径。
Science | 不锈钢点蚀的“突然发作：一种临界现象（Sudden Onset of Pitting Corrosionon Stainless Steel as a Critical Pheno 2026-03-09 ; ; ; 发表于2004年Science。 摘要 不锈钢在电位、溶液浓度或温度仅发生微小变化时，会经历点蚀速率的急剧上升。我们报告了使用实时显微原位可视化方法进行的实验，这些方法解析了过渡期间单个点蚀的成核和演化。它们表明，腐蚀的突然发作可以通过亚稳点蚀数量的爆炸式自催化增长来解释，而单个点蚀的稳定化仅在随后发生。这一发现与将点蚀发作视为亚稳点蚀之间相互作用导致的协同临界现象的理论方法一致，并扩展了控制和预防腐蚀发作的视角。 正文 所有常用的不锈钢和其他形成钝化膜的金属，虽然设计用于抗腐蚀，但仍然会发生局部点蚀蚀，这会导致其快速失效。美国腐蚀的总年度成本估计占国民生产总值的3%，化学工厂故障的三分之一归因于局部腐蚀。局部腐蚀之前会出现亚稳点蚀：金属表面自然保护的氧化层上会出现几微米大小的微小腐蚀核。每个点蚀会产生几秒钟持续的电流尖峰，表明阳极反应，然后尖峰消失。实验和理论研究已基本澄清了这些微观点蚀的起始机制，即表面缺陷和夹杂物处的局部电化学溶解。 点蚀显示出腐蚀速率的急剧上升，仅需应用电位、腐蚀剂浓度或温度的微小变化。这对应于从具有少量亚稳点蚀的低活性状态到高点蚀活性状态的突然过渡。这一过渡已被解释为单个点蚀的稳定化。作为备选解释，我们建议点蚀发作代表一种协同临界现象。在之前的调查中，发现总电流中尖峰之间的时间统计相关性，表明点蚀过程具有某种记忆。已提出腐蚀发作的随机时空模型。根据该模型，亚稳点蚀处的电化学反应改变离子浓度，并在缺陷部位上削弱保护膜。每个点蚀在它周围的宽广弱化膜区域内提高进一步点蚀出现的概率。我们展示了自催化点蚀的发生，突然过渡与活性点蚀数量的爆炸式增长相关。单个点蚀的稳定化仅在过渡之后发生。 为了区分不同方法，需要点蚀腐蚀发作的微观原位可视化。以往已使用几种实验方法调查不锈钢上的点蚀。 通过腐蚀终止后的显微检查，确定了金属表面上点蚀部位的分布和特征（5, 17, 18）； 通过扫描技术测量活性点蚀附近氧化层厚度的变化以及点蚀前后表面的形貌，其中空间或时间分辨率受限（19, 20）； 原位应用光学显微镜观察相对较大的、已稳定的点蚀（直径>10 μm）（21），并使用pH敏感琼脂凝胶可视化单个亚稳点蚀（22, 23），这表明活性点蚀之间的相互作用。 我们提供了电解质中直接的详细、时间分辨的原位点蚀可视化，使用两种不同技术：表面成像椭圆显微镜（EMSI）和高分辨率对比增强光学显微镜。两种技术都同步监测电流。因此，在过渡期间跟踪亚稳点蚀的时间和空间发展，我们也可以区分活性点蚀和非活性点蚀。 椭圆测量基于从表面反射光的偏振旋转的检测，已在电化学池中用于测量金属表面氧化层的平均厚度。与本质上缓慢的扫描椭圆方法相反，EMSI允许实时观察整个表面区域的超薄层。 ; ; 图1A显示了早期腐蚀阶段的EMSI视频序列中的四个快照，沿两个线段的空间/时间图，以及电流。观察到亮区延伸达100 μm，强度向外围逐渐衰减。我们将观察到的亮度解释为表面周围保护氧化层厚度变化的揭示。点蚀周围溶液浓度的变化可以排除作为EMSI对比的来源[见支持在线材料（SOM）文本]。每个亮区与同时测量的电流尖峰相关，表明活性点蚀的存在（图1A下）。一个区域保持亮10到15秒，比电流中看到的4到10秒尖峰更长。这种差异可能来自于修复氧化层所需的时间。 EMSI的空间分辨率受几何限制限于约12 μm，并且无法解析单个点蚀。因此，我们开发了具有横向衍射极限分辨率2 μm的对比增强光学显微镜。图1B显示了典型初级点蚀的成核。此类点蚀较弱，并伴随电流中的小尖峰（这里80 nA）。它们持续几秒钟，然后发生钝化，电流下降。因为腐蚀局部移除了金属表面，留下一个黑点（钝化点蚀）。 随后，点蚀可以再次激活。图1C显示了两个此类重新激活事件。重新激活的点蚀保持黑色，但活性可以通过两种效果识别：（i）每个重新激活的点蚀产生电流尖峰。（ii）此外，我们注意到足够强的活性点蚀被图像中的亮“晕”包围。此类晕可能由包围活性部位的离子半球浓度梯度引起，形成有效微透镜照亮表面。在电流下降到噪声水平后，晕持续0.6秒，这是离子从点蚀扩散所需的时间，然后消失。在活性点蚀先前位置的表面上留下扩大的黑点，并可能进一步重新激活循环。 使用光学显微镜，我们监测了点蚀腐蚀的突然发作。图2显示了视频序列中的三个快照。图像已被计算机处理，以识别弱的、新出现的点蚀（绿色星）和被亮晕包围的高度活性点蚀（红色星）。表面上点蚀的总数量（活性或再钝化）作为时间函数显示。在腐蚀发作的前20秒，点蚀数量随时间指数增长，如对数尺度上的线性增加所示。在点蚀数量和电流指数增长期间，实验条件保持近似恒定，应用电位变化小于20 mV。在更长时间，总点蚀数量饱和在恒定水平。 ; ; ; 在图3A中，初级点蚀和高活性点蚀（带晕）的出现速率作为时间函数显示。在特征为总电流快速增加的初始阶段，出现了许多点蚀。然而，随着饱和接近，新点蚀停止出现。表面显然仅具有固定数量的点蚀成核部位——即在缺陷和夹杂部位。当所有此类部位耗尽时，仅能发生先前形成的点蚀的重新激活。所有相对强点蚀（在图2中标记为红色星）的寿命（活性持续时间）通过视频数据的计算机处理确定。在图3B中，这些寿命显示为相应点蚀活性开始时间函数。虽然所有此类点蚀都是亚稳的，但它们的寿命缓慢增长。我们还分析了点蚀数量饱和后点蚀之间最近邻距离的分布，发现一个几微米宽的狭窄排除区，与之前反应终止后的统计调查一致。 ; ; 观察到的临界现象与腐蚀发作的简单现象模型一致。亚稳点蚀中的反应产生侵蚀性，向侧向移动并进入本体，作用于膜并削弱缺陷部位上的保护层。当点蚀活性停止且侵蚀性介质消失时，膜缓慢愈合。亚稳点蚀被描述为固定短持续时间的局部随机事件。 金属表面上点蚀的局部产生速率取决于电解质中侵蚀介质浓度、保护膜的损坏以及局部电位。由电化学反应引起的电位降具有抑制效果，但仅在活性点蚀几微米内显著。与此相反，侵蚀剂和保护膜的削弱在现有活性点蚀数十微米距离内增强进一步点蚀，这种效果甚至在点蚀消失后数十秒内持续。 因此，点蚀有效地代表类似于链反应的自催化过程。每个亚稳点蚀导致周围半径L0区域内保护膜的削弱，并在时间 T0 内，其中L0是电解质中侵蚀剂的特征侧向扩散长度（等于扩散边界层厚度）， T 0 是保护层的恢复时间。如果在此区域内产生速率增加到w1，远高于自发点蚀速率，则此类区域内另一个点蚀成核的概率估计为 p ≈ w 1*L 0^ 2* T 0 。虽然这一概率小，但自催化诱导点蚀可忽略。另一方面，如果参数组合 p 大，则每个点蚀在其周围产生许多进一步点蚀，并发生链爆炸。因此，大致临界条件是 w 1*L 0^ 2* T 0 为单位数量级。 ; ; 图4显示了模型的数值模拟（模型方程和参数值见SOM文本）。虽然模型是现象学的，并基于若干简化，但它确实解释了观察到的突然腐蚀发作特征。从初始钝态开始，一些单个点蚀独立成核，并开始快速点蚀复制，将表面带到高活性。累积总点蚀数量和电流的时间演化在对数尺度下显示。点蚀数量的指数增长显而易见。模拟中的特征时间和长度尺度，以及点蚀密度，与实验观察一致。 在我们的实验中，所有活性点蚀在腐蚀速率急剧上升期间保持亚稳。因此，向高腐蚀速率的过渡不是由单个点蚀的稳定化引起的，而是由亚稳点蚀数量的爆炸式增长引起的。我们理论分析表明，这可能是点蚀腐蚀发作的一般特性。它当然不排除随后点蚀的稳定化。过程中起关键作用的爆炸不稳定性可以通过增加导致膜削弱的反应产物的质量转移速率来抑制：通过溶液修改（添加抑制剂）导致保护膜更快恢复；或通过合金改进，减少表面缺陷部位数量。开发的实验方法可用于不同金属中各种腐蚀现象的微观原位可视化。我们的分析将局部点蚀的研究带入反应-扩散系统中自催化过程和非平衡模式形成现象的概念框架。
Nature Materials丨突破3GPa大关！界面复合体助力实现兼具超高强度与塑性的马氏体合金 2026-03-09 ; 超高强度金属体系一直是航空航天、交通运输和能源领域的关键结构材料。其中以板条马氏体为代表的超高强度合金体系，其强度主要来源于高密度的位错和细小的马氏体晶界，尤其是占总晶界比例高达50-70%的小角度晶界（SAGB）。然而，SAGBs在促进位错传输、容纳塑性应变的同时，也削弱了其阻碍位错运动的能力，这成为限制其强度进一步提升的根本瓶颈。以往通过引入纳米析出相或构建多级结构的努力，虽能将强度提升至接近2.5GPa，但往往以牺牲塑性为代价，且难以逾越这一“天花板”。 2026年1月30日，材料领域的重磅权威期刊《Nature Materials》上在线发表了一篇题为“A 3-GPa ductile martensitic alloy enabled by interface complexes and dislocations”的研究论文。该论文中，团队开发出一种近乎单相的马氏体合金(Fe49Co40Mo11)99.6B0.3C0.1，其拉伸屈服强度高达3.05GPa，同时断裂延伸率达到5.13%，成功突破了传统超高强度马氏体合金屈服强度难以超越2.5GPa的瓶颈，为下一代超强结构材料的设计开辟了新道路。通讯作者为湖南大学的石芸竹老师、雷智锋教授和北京科技大学的吕昭平院士。 文章链接： https://doi.org/10.1038/s41563-026-02479-9 【核心内容】 团队设计了一种(Fe49Co40Mo11)99.6 B0.3C0.1中熵马氏体合金体系，铸锭在经固溶处理后，通过“冷轧+低温退火”的简单后处理工艺在合金中同时引入了高密度位错和界面复合物： ST：铸锭在1200℃下均匀化2h固溶处理的合金； CR：固溶后冷轧未退火的合金，冷轧厚度减薄约85%； CRA：固溶后，经过冷轧并经历450 ℃/20 min退火处理的合金。 冷轧过程产生高密度位错和小角度晶界，随后的低温退火则驱动Mo、C和B原子在这些小角度晶界上发生共偏聚，从而在CRA合金中形成一种“界面复合物”的稳定结构，这些界面复合物能够稳定小角度晶界，将其转变为阻碍位错运动的有效纳米屏障，同时又不显著损害位错穿过晶界的能力。 【研究成果】 ① 突破性的力学性能 CRA合金的拉伸屈服强度高达3.05GPa，断裂延伸率达5.13%，打破了马氏体合金的强度纪录，并且CRA合金断口表现为大量韧窝，证实其延性断裂的特征，该性能水平与现有各类超高强度合金的性能对比具有显著优势，尤其是强度方面处于绝对的领先。 CR合金的元素分布 (Fe49Co40Mo11)99.6B0.3C0.1合金的力学性能 ② 独特的微观结构特征 CRA合金为近单相马氏体组织，包含高体积分数（~71%）的SAGBs，并且在SAGBs上存在Mo、C和B元素的显著共偏聚，浓度约为晶内的两倍，这种偏聚形成了团队所定义的“界面复合体”，它并非传统析出相，而是在缺陷处形成的、由金属与间隙原子共同富集的稳定结构。 CRA合金的微观结构 ③ 关键的变形行为解析 变形前，CRA合金的板条边界更尖锐，而在拉伸变形后，这些边界因位错在其附近积累而变得模糊。原位同步辐射实验表明，变形过程中无相变发生，塑性完全由马氏体基体承载，更重要的是，CRA合金在变形过程中展现了更强的位错存储能力，其位错密度随应变增加更快，后期甚至反超冷轧态合金。 CRA与CR合金的变形行为 ④ 创新的强化机制 团队利用扩展的Kocks-Mecking模型分析发现，界面复合体稳定了SAGBs，使其成为更有效的位错钉扎点，导致CRA合金的平均位错段长度比CR合金短了38%，这种钉扎效应的增强，是强度大幅提升的关键，对强度贡献的定量分析进一步证实，界面复合体使SAGBs的强化贡献显著增加，其行为类似于大角度晶界，提供了约1.4GPa的额外强化。 界面复合体对强化的作用 CRA与CR合金屈服强度的计算与实验值对比 【总结与展望】 该研究通过一种简洁、可规模化生产的“冷轧-低温退火”工艺，在Fe-Co-Mo基中熵马氏体合金中成功引入了高密度位错与界面复合体，在极大提升强度（>3GPa）的同时，保留了足够的位错传输能力以维持塑性，这项工作不仅打破了对马氏体合金强度极限的传统认知，其提出的“界面复合体”工程策略也具有极大的普适性。
顶刊《Acta Materialia》：突破增材制造多组元合金中温脆性难题！ 2026-03-04 ; 增材制造（3D;打印）技术凭借近净成形、成分设计灵活等优势，成为航空、石化、核电等高端装备制造领域的核心技术之一，而增材制造多组元合金因兼具优异的室温强韧性和高温抗氧化性，被视为下一代高温结构材料的重要候选。然而，中温脆性这一长期存在的难题，始终制约着这类合金在600-800°C;中温服役环境下的应用;——;合金在此温度区间易出现塑性骤降、晶间脆性断裂，难以兼顾可靠的延展性和高强度，成为行业发展的关键瓶颈。 近期，由新加坡国立大学、香港城市大学、南洋理工大学、上海交通大学、清华大学等单位合作的研究团队，在国际顶级材料期刊Acta Materialia（IF=9.3，2026, 308, 121992）发表最新研究成果，提出基于价电子浓度（VEC）引导的钴双效合金化设计策略，成功攻克增材制造多组元合金的中温脆性难题。该策略通过钴合金化同时调控合金的析出路径和基体变形能力，实现了中温脆性向中温塑性的动态转变，所制备的富钴多组元合金在;700°C;下实现;1032 MPa;的极限抗拉强度和～24%;的延伸率，强塑协同性能远超现有增材制造合金体系，为下一代耐中温高性能结构合金的设计提供了全新范式。 论文链接： https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.121992 一针见血：找准中温脆性的两大核心诱因 研究团队首先明确了增材制造多组元合金中温脆性的两大关键成因： 中温服役过程中易析出非共格脆性;D0ₐ相，其与;FCC;基体的界面晶格失配大，成为位错运动的强壁垒，易引发位错塞积和局部应力集中，最终导致相界面脱粘断裂； 合金基体层错能较高，变形方式单一，仅依靠全位错滑移难以实现有效的塑性协调，中温下应变硬化能力不足，易发生局部颈缩失效。 而传统单元素基合金的中温脆性多源于晶界氧致脱粘，多组元合金虽引入了;Cr;等抗氧化元素形成保护性氧化层，却因析出相结构不稳定陷入新的脆性困境，常规合金化手段难以同时解决析出相稳定性和基体变形能力的双重问题。 双效协同：钴合金化的;“神来之笔” 针对上述难题，研究团队创新性地选择钴作为合金化元素，利用其双功能调控效应，从析出相结构稳定和基体变形能力优化两方面同时发力，构建了全新的合金设计体系： 效应一：调控价电子浓度，实现析出相从非共格到共格的转变 钴的价电子浓度（9）低于镍（10），部分取代镍可降低合金整体价电子浓度，使热力学上不稳定的非共格;D0ₐ相被抑制，同时促进共格;L1₂相的析出与稳定。该;L1₂相为高对称纳米析出相，与;FCC;基体界面晶格畸变极小，即使经过700°C/192 h;长时间中温退火仍能保持结构稳定，彻底消除了非共格相界面的应力集中问题。 效应二：降低基体层错能，激活多元滑移与孪生变形机制 钴合金化显著降低了;FCC;基体的层错能（从;86.0 mJ/m²;降至;16.4 mJ/m²），使基体变形方式从单一的;{111}<110 >;全位错滑移，转变为以;{111}<112 >;分位错滑移为主的多元变形模式，成功激活了层错、形变孪晶、层级层错网络及;Lomer-Cottrell;锁等多种塑性变形机制，大幅提升了中温下的塑性协调能力和应变硬化能力。 研究团队设计了;Ni₅₇₋ₓCoₓFe₂₀Cr₂₀Nb₃（x=0,19,28.5,38）系列合金，通过激光粉末床熔合（LPBF）制备试样，系统验证了钴含量增加对析出相和变形机制的调控规律，实现了从无钴合金的中温脆性到富钴合金的中温塑性的逐步转变。 性能突破：中温强塑协同刷新纪录 在700°C;关键中温区间，该研究制备的富钴多组元合金展现出远超现有材料的综合力学性能： 极限抗拉强度达1032 MPa，延伸率达~24%，延伸率较无钴合金提升近;6;倍，是现有增材制造合金中温延伸率的;5;倍以上； 宽温域性能稳定，在400-800°C全中温区间均保持;20%;以上的延伸率，同时室温力学性能未受损失，实现了;“室温;-;中温”;全温度范围的强塑协同； 中温氧化性能优异，断裂表面形成致密的;Cr₂O₃/Nb₂O₅多层保护性氧化层，有效抑制氧致晶界脱粘，进一步保障了中温服役的结构稳定性。 微观表征与第一性原理计算表明，富钴合金的优异性能源于共格;L1₂析出相的强韧化与低错能基体的多元变形机制的协同作用：共格析出相实现了高效强化且无应力集中，多元变形机制则保证了充足的塑性和持续的应变硬化，二者结合有效抑制了局部应力集中，延缓了微裂纹的形核与扩展，最终实现了中温脆性向塑性的转变。 理论与应用：为下一代结构合金设计提供新框架 该研究的价值不仅在于攻克了增材制造多组元合金的中温脆性难题，更在于建立了价电子浓度引导的双效合金化设计方法，从电子结构、相热力学、变形机制多尺度揭示了钴合金化的调控规律，为多组元合金、镍基高温合金、难熔合金等各类结构合金的中温性能优化提供了通用的设计思路。 同时，该策略与增材制造的成分设计灵活性高度匹配，可直接应用于航空发动机叶片、核电压力容器、石化高温管件等高端装备的增材制造，大幅拓展了增材制造合金的中温服役范围，推动增材制造技术在高端高温结构件领域的工程化应用。 研究团队 该论文的共同第一作者为新加坡国立大学范磊博士、魏至成博士和南洋理工大学田雨佳博士，通讯作者为新加坡国立大学闫文韬教授和香港城市大学杨涛教授。研究工作得到了新加坡;A*STAR、江苏省科技计划、新加坡;RIE2025 MTC;计划等项目的资助。 结语 此次研究以钴双效合金化策略为突破口，成功解决了增材制造多组元合金中温脆性的行业痛点，实现了中温强塑协同性能的跨越式提升。这一成果不仅丰富了多组元合金的设计理论，也为增材制造技术在高端高温装备制造领域的应用打开了新的大门，有望推动航空、核电、石化等领域的材料升级与制造技术革新。
《npj Materials Degradation》丨微量Sn调控高强Al-Mg-Si-Cu合金晶间腐蚀与力学性能协同提升 2026-02-24 ; 近年来，新能源汽车、低空经济等新兴市场的快速发展，截止目前，我国新能源汽车的产销量已突破1600万辆、市场占比超50%，同时，开放合肥、杭州、深圳等多个城市作为低空经济试点城市。在这些领域中6xxx系铝合金是应用最为广泛的合金体系之一，因此随着发展，对其强度要求也日益提高。目前，已知能够通过添加Cu元素开发高强的Al-Mg-Si-Cu合金，其屈服强度可达400 MPa以上，但Cu的加入会显著增加合金的晶间腐蚀敏感性，这一矛盾成为制约高强铝合金发展的关键难题，传统的热处理工艺优化虽能改善腐蚀性能，但往往在热处理之后，材料的力学性能会出现不同程度的降低。 近日，材料领域的国际期刊《npj Materials Degradation》在线发表了一篇题为"Trace Sn effects on mechanical properties and intergranular corrosion resistance in high-strength Al-Mg-Si-Cu alloy"的研究成果。该论文的团队通过引入微量Sn元素（0.025 wt.%），在维持合金高强度（屈服强度395 MPa，抗拉强度445 MPa）的同时，将晶间腐蚀最大深度从164μm显著降低至112μm，实现了高强度与优异耐腐蚀性能的协同提升，为高铜含量6xxx系铝合金的微合金化设计提供了新的理论依据和实践指导。通讯作者为苏州大学的吴子彬和王东涛副研究员以及Hiromi Nagaumi教授。 ; ; 文章链接： https://doi.org/10.1038/s41529-025-00725-0 【核心内容】 该研究系统探讨了微量Sn（0-0.1 wt.%）对Al-0.9Mg-1.0Si-0.6Cu-0.7Mn-0.2Cr合金组织与性能的影响规律。研究发现，Sn含量存在一个最佳窗口（0.025-0.05 wt.%），在此范围内Sn通过细化沉淀析出相、窄化晶界无沉淀带（PFZ）以及增加低角度晶界比例，同步提升合金的力学性能和耐晶间腐蚀能力。然而，当Sn含量超过0.05 wt.%时，会形成阴极性Mg2(Si,Sn)相，反而加剧腐蚀。 不同Sn含量合金的二次电子显微图像 【研究方法】 研究以高纯金属Al、Mg、Cu、Sn和中间合金Al-20Si、Al-10Mn、Al-10Cr、Al-5Ti-B为原料，在740 ℃的电阻炉中熔化并在720℃时进行浇注，团队共制备了含有四种Sn含量的合金，分别为0.025、0.5、0.1wt.%，并和用于对照的不含Sn合金一同标记为S0、S25、S50和S100合金。随后对合金铸锭进行了两阶段的均化处理，首先在300 ℃保温8 h，然后以180 ℃/h的速度加热到550 ℃，并在该温度下再保持10 h后水冷以防止镁和硅等元素的显著扩散。经均质处理后的铸锭在530 ℃下进行锻造。最后，样品在560 ℃下固溶1 h，然后在180 ℃下进行不同时间的人工时效。 研究合金的制备工艺路线 【研究成果】 ① 时效硬化行为调控 添加Sn之后，合金的时效硬化行为与初始合金对比出现了明显的区别，含Sn合金呈现独特的"双峰"特征，第一个峰值出现在3小时，第二个更高峰值出现在5小时左右，而无Sn合金的单一峰值出现在6小时左右，而之所以含Sn合金能够提前1小时达到峰值硬度，是因为Sn与空位的强相互作用，促进了强化相的析出动力学。 四种合金的硬度 不同Sn含量合金中分散体的背散射电子图像 四种合金的EBSD分析结果 ②;力学性能优化 合金的力学性能与Sn的含量并非呈现简单的单调关系，其中S25合金（0.025% Sn）表现出最优的综合性能：屈服强度395MPa，抗拉强度445MPa，延伸率13.5%。TEM分析表明，适量的Sn增加了析出相密度并细化其尺寸，但过量的Sn则会因形成Mg2(Si,Sn)相消耗强化元素导致性能下降。 CG-NDP合金的力学性能与变形机制 不同Sn含量合金的TEM明场图像 Cu和Sn掺杂β"相的形成焓计算 ③ 晶间腐蚀机制转变 腐蚀测试结果显示，S0合金腐蚀深度达164μm，呈现严重晶粒脱落；S25合金改善至112μm；S50合金为131μm；S100合金恶化至176μm，并出现层状腐蚀剥落。SEM截面分析显示，腐蚀主要沿含金属间化合物的晶界扩展，其中S0和S100合金的腐蚀通道宽度明显大于另外两种合金。SKPFM测试定量揭示了第二相与基体的电位差：Mg2(Si,Sn)相与基体间的电位差高达248 mV，远高于α-Al(MnFeCr)Si相的190 mV，正因如此，含Sn量高的S100合金由于Mg2(Si,Sn)的产生，其耐蚀性明显下降。 晶间腐蚀后合金的光学显微镜图像 晶间腐蚀后合金的SEM图像 S0和S100合金的SEM和SKPFM分析 ④ PFZ宽度与电化学行为 S0合金PFZ最宽为140nm，S25和S50合金窄化至64-67nm，随着Sn含量的增加，S100合金重新扩大至90nm，PFZ的这种宽度变化变化直接影响腐蚀通道宽度，也解释了观察到的腐蚀形貌差异。电化学测试进一步验证了Sn的优化作用，Tafel曲线显示，含Sn合金出现明显点蚀电位，而S0合金无此特征，腐蚀电流密度Icorr先降后升：S25合金最低（0.290 μA/cm2），S100合金最高（24.161 μA/cm²），EIS拟合采用R(Q(R(QR)))等效电路模型，S25合金的表面膜电阻R1（1.993×103;Ω·cm2）和电荷转移电阻R2（4.199×104;Ω·cm2）均最高，表明其表面钝化膜最致密稳定。 晶界处沉淀自由区（PFZ）的TEM暗场图像 不同Sn含量合金的电化学测试结果 分散体峰时效后的透射组织 【总结与展望】 该工作通过系统的实验研究和理论计算，阐明了微量Sn在高铜含量Al-Mg-Si-Cu合金中的双重作用机制，实现了强度与耐蚀性的协同提升，该研究为高强铝合金的微合金化设计提供了重要理论指导，在交通运输、航空航天等领域具有广阔应用前景。
《Corrosion Science》残余应力与微生物腐蚀的致命协同：马氏体钢在含SRB环境中的性能退化机制深度解析 2026-02-12 ; 在石油、天然气等能源工业中，马氏体钢因其出色的强度与耐磨性，被广泛应用于井下工具、管柱系统等关键部件。然而，一个长期被低估的威胁——残余应力与硫酸盐还原菌（SRB）的协同作用，正悄然加速这些关键结构的失效进程。 近期发表于《Corrosion Science》的一项研究（Zhang et al., 2026），首次系统揭示了残余应力如何显著加剧M54马氏体钢的微生物腐蚀（MIC）及其导致的机械性能灾难性退化。本研究不仅填补了该领域的知识空白，更为工程实践中的寿命预测与防护策略提供了关键理论依据。 图;1;所研究试样的制备示意图。(a);未处理试样的热处理工艺；(b);退火试样的热处理工艺；(c);预加载试样的模具示意图；(d);狗骨状/哑铃状试样的尺寸。 一、核心发现：应力水平决定腐蚀命运 研究团队通过热处理（退火）与机械预加载，制备了具有不同残余应力水平的M54钢试样： 低应力（LS）: -215 ± 10 MPa（退火态） 中应力（MS）: -387 ± 19 MPa（淬火态） 高应力（HS）: -468 ± 23 MPa（预加载态） 在含有硫酸盐还原菌;Desulfovibrio vulgaris;的环境中浸泡14天后，结果触目惊心： 图;2;所研究试样在;1 M HCl;溶液中的腐蚀行为。(a);动电位极化曲线；(b);腐蚀电流密度（i_corr）与腐蚀电位（E_corr）数值；(c) - (e);分别为;LS、MS;和;HS;试样的腐蚀形貌。 1.;微生物腐蚀（MIC）敏感性急剧分化 LS试样表现出最优的耐MIC性能：腐蚀电流密度仅;6.2 ± 0.2 µA cm⁻²，失重;1.1 ± ; ; ;0.12 mg cm⁻²，平均点蚀深度;3.6 ± 0.3 µm。 HS试样则遭受严重腐蚀：对应参数飙升至;19.2 ± 2.1 µA cm⁻²、2.5 ± ; ; ;0.12 mg cm⁻²;和;6.1 ± 0.5 µm。 关键结论：在无菌（非生物）介质中，三者腐蚀速率相近；一旦引入SRB，残余应力的“放大器”效应立刻显现。 2.;腐蚀路径：原奥氏体晶界（PAGB）是主战场 无论是否存在应力，腐蚀均优先沿PAGB启裂和发展。这是因为PAGB作为高能界面，是天然的电化学活性点，易于进行电子转移。 在HS试样中，残余应力高度集中于PAGB（通过KAM图清晰可见），形成了;“应力集中+高活性界面”的双重脆弱体系，为SRB通过胞外电子转移（EET）获取电子提供了绝佳通道。 3.;机械性能的协同退化远超预期 在无菌环境中，HS试样因残余应力导致的机械性能损失有限（与LS相比，屈服强度降3.8%，延伸率降8.3%）。 在SRB环境中，协同效应引发灾难性后果：HS试样相较于无菌下的LS试样，屈服强度下降18.9%，抗拉强度下降10.1%，延伸率骤降27.3%。这种损失远非应力与腐蚀作用的简单叠加，而是非线性的协同加速破坏。 图;3 (a);所研究试样的;DL-EPR;曲线；(b);所研究试样的;DOS;值。 二、机理深度剖析：应力如何为微生物“铺路” 电子转移的效率革命：残余应力并未显著影响SRB的生物膜附着厚度或代谢活性，其根本作用在于改变了宿主金属的电子捐赠效率。应力集中区（尤其是PAGB）的原子排列畸变，降低了电子转移的能量势垒，使SRB能更高效地“汲取”金属中的电子，加速阳极溶解。 从点蚀到沿晶腐蚀的形态演变：在LS和MS试样中，腐蚀主要表现为沿PAGB的离散点蚀。而在HS试样中，高应力驱动点蚀连接成片，发展为连续的沿晶腐蚀，甚至萌生微裂纹。腐蚀形态的升级，直接导致承载截面急剧减少和应力集中系数激增。 断裂机制的蜕变：拉伸断口分析揭示了性能退化的微观根源。 LS试样：保持韧性断裂，布满韧窝。 MS试样（SRB环境中）：出现空洞。 HS试样（SRB环境中）：清晰的沿晶裂纹成为主导。这些裂纹源于应力集中的PAGB，并在SRB腐蚀造成的表面缺陷处进一步形核，多重裂纹源协同作用，导致材料在低应变下提前失效。 图;4;所研究试样的表面形貌。(a)、(d)、(g);为试样在无菌（非生物）介质中的表面形貌；(b)、(e)、(h);为试样在含菌（生物）介质中的表面形貌；(c)、(f)、(i);为试样表面的生物膜。 图;5;所研究试样的腐蚀行为。(a)、(b);为试样在无菌与含菌介质中的开路电位(OCP);与极化电阻;(Rp);数值；(c);为实验末期（第14天）在两种介质中的电荷转移电阻(Rct);数值；(d);为用于拟合电化学阻抗谱;(EIS);曲线的等效电路R(Q(R(QR)))；(e);为在两种介质中测得的动电位极化曲线；(f);为在两种介质中获得的腐蚀电流密度(icorr);数值。 三、工程启示与防护策略前瞻 本研究发出了明确的预警：在设计和使用于含SRB环境（如油田采出水、海底管道）的高强马氏体钢构件时，残余应力管理必须提升至与材料选择和涂层防护同等重要的战略高度。 ; 制造工艺优化：对于关键部件，在制造后期引入去应力退火工艺，是成本效益比极高的防护措施。本研究证实，简单的退火处理（将残余应力从-387 ; ; ;MPa降至-215 MPa）即可大幅提升耐MIC性和机械完整性。 检测与监控重点转移：无损残余应力检测（如X射线衍射、超声法）应纳入这类构件的入场检验和定期监检测计划。重点关注焊缝、弯管、冷加工区域等应力集中部位。 寿命预测模型革新：现有的腐蚀寿命模型多基于均匀腐蚀或单纯应力腐蚀开裂（SCC）。必须开发纳入“残余应力-SRB活性”协同因子的新模型，才能实现更精准的剩余寿命评估和风险预警。 新材料设计思路：未来开发用于苛刻微生物环境的新钢种时，除考虑合金化提升耐蚀性外，应致力于设计出相变应力低、晶界稳定性高的微观组织，从本源上降低对残余应力的敏感性。 ;
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