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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

里约热内卢联邦大学Oscar R. Mattos团队深度辨析经典极化理论，破解电化学腐蚀评价的适用性误区 2026-04-24   高效、准确的腐蚀速率监测与机理评价，对于航空航天、海洋工程、油气化工等极端环境下的设备设施长期稳定服役至关重要。开发并使用可靠的电化学分析模型具有显著的工程价值与经济效益。国际学界曾普遍认为，Tafel极化曲线、线性极化电阻（LPR）以及基于Evans和Wagner-Traud的混合电位理论是分析腐蚀动力学的“普适性”基础。然而，由于实际服役环境中腐蚀界面的复杂性，在未验证适用前提的情况下直接套用这些经典方法，可能导致对腐蚀状态的误判。因此，厘清经典电化学动力学模型的前提条件，揭示腐蚀体系真实的物理化学反应机制，对于提高在线监测的可靠性具有重要意义。 I = Icorr [exp(ba (E- Ecorr)) – exp(-bc(E -Ecorr))] 式（1）     图1. 许多教科书中假设式(1)有效并外推至假设的阳极和阴极反应平衡态的极化曲线示意图（原文献Fig. 3）。作者指出，腐蚀是不可逆过程，这种外推缺乏热力学和动力学支撑 巴西里约热内卢联邦大学无损检测、腐蚀与焊接实验室（LNDC）的Oscar R. Mattos与Isabel C.P. Margarit-Mattos教授团队长期致力于金属腐蚀基础动力学与在线监测技术研究。近年来，该团队系统审视了腐蚀学界长期存在的概念误区与数学逻辑谬误。通过严密的反应动力学推演与电化学阻抗（EIS）分析，系统探究了Tafel经验公式、Evans图及LPR在实际应用中的局限性。团队指出，目前大量文献与教科书在解释腐蚀电位时，不加批判地滥用了Evans图与Wagner-Traud混合电位理论。研究强调，腐蚀本质上是一个不可逆的动力学过程，绝非阳极或阴极可逆平衡电位的简单偏移。在确立腐蚀电位后，阳极与阴极反应并未保留任何关于设定平衡状态的“记忆”。将腐蚀混合电位简单等效为两条相交的假设Tafel直线并进行外推，不仅缺乏理论依据，更在概念上引发了对腐蚀动力学本质的误解。 在极化曲线的解析方面，该团队系统评估了常被错误等同于“Butler-Volmer方程”的经典双指数经验公式（I = Icorr [exp(ba (E - Ecorr)) – exp(-bc (E -Ecorr))]）。研究揭示，该公式仅适用于最简单的纯并联RC电路腐蚀界面（即单时间常数体系）。对于存在多重弛豫时间、吸附中间体等复杂动力学的实际体系，盲目依靠电化学仪器自动拟合来获取Icorr，在数学与物理化学逻辑上均是无效的。此外，针对工业界广泛依赖的在线线性极化电阻（LPR）检测技术，团队通过炼油裂化塔的现场阻抗监测数据展示了其潜在的危险性。实测表明，在特定工况下，基石两个体系测得的低频极化电阻Rp完全相同（均为600 Ω · cm2左右），其界面状态截然不同：一处系统因成膜而发生钝化，另一侧正处于剧烈的活性开裂状态。团队从稳态动力学推导证实，Rp只有在没有中间产物参与的极简反应中才等同于电荷转移电阻（Rct）并与腐蚀速率成反比，复杂体系必须结合低频相位角等特征进行综合研判。     图2. 炼油厂裂化塔在线阻抗谱图（原文献Fig.6）。图B和图C显示，在完全不同的防腐状态下（钝化 vs 活性腐蚀开裂），系统在低频区获得了近乎相同大小的极化电阻（约600 Ω⋅cm2） 展望未来，随着腐蚀在线监测技术与数据驱动工程的深度融合，重新审视并夯实电化学基础理论显得尤为迫切。Mattos教授团队的这一深度探讨提醒广大防腐科技工作者，必须在确立了腐蚀过程的具体动力学规律后，才能针对特定案例提出可靠的监测方案。摒弃缺乏论证前提的“伪理论”，建立基于严谨稳态与瞬态动力学机制的定制化定量模型，将为优化防腐蚀评价体系提供理论指导，推动腐蚀监测与防护技术向高可靠性、智能化与可预测化方向持续演进。     原文链接： https://doi.org/10.1016/j.corsci.2026.113866
《Acta Materialia》丨化“腐朽”为神奇，晶界析出构筑硬壳异质结构实现高熵合金超高应变硬化 2026-04-20  在合金中，晶界析出通常被视为“性能杀手”。这些硬而脆的析出相会降低晶界结合力，引发应力集中，常常导致灾难性的沿晶脆性断裂。因此，传统材料设计策略的核心目标之一是抑制晶界析出。近年来兴起的“异质结构”材料设计理念，通过巧妙组合具有显著性能差异的“软”、“硬”区域，利用其变形不协调来产生高密度几何必须位错和异质变形诱导硬化，为同时提升材料强度和塑性提供了新思路。 2026年3月20日，材料领域的国际期刊《Acta Materialia》上在线发表了一篇题为“Grain-boundary precipitation architected hard-shell heterostructure achieves extraordinary strain hardening in high-entropy alloys”的研究论文。在该论文中，团队利用传统观点中“有害”的晶界析出，在Al0.5Cr0.9Fe1Ni2.5V0.2高熵合金中成功构建了一种“核-壳”异质结构。该结构使合金在获得高达~1 GPa屈服强度的同时，仍保有~30%的断裂延伸率，并展现出~4 GPa的极高应变硬化率，实现了强度、塑性与应变硬化能力的罕见协同，为通过主动设计晶界析出来优化合金综合性能开辟了全新范式。通讯作者为中国科学院力学研究所的武晓雷研究员与北京理工大学的薛云飞教授。 文章链接： https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.122151   【核心内容】 该研究在Al0.5Cr0.9Fe1Ni2.5V0.2高熵合金体系中，通过特定的热轧与退火工艺（分别将热轧后在700 ℃与800 ℃下退火4小时，随后炉冷的样品命名为CSH-1和CSH-2），成功地在晶界处诱导出不连续的体心立方结构BCC层片状析出相，这些BCC层片与晶粒内部的面心立方结构FCC/L12基体（“软核”）共同构成了独特的“核-壳”异质结构：FCC/L12晶粒为“软核”，被由BCC硬析出相和填充其间隙的FCC/L12相组成的“硬壳”所包裹。这种结构巧妙地满足了优异异质结构的两个关键要求：1) “软核”与“硬壳”之间存在巨大的强度差；2) “软核”（晶粒）的尺寸被BCC析出相钉扎在~14 μm的最佳尺寸范围（1-20 μm）内。 图形摘要 【研究成果】 ① 独特的“核-壳”异质结构微观形貌 通过热处理控制，在合金晶界处生成了大量厚度约100 nm、长度0.2-2μm的不连续BCC层片，这些层片与填充其间隙的FCC/L12相共同构成了包围每个晶粒的“硬壳”，统计分析表明，在CSH-1合金中，约92%的晶界形成了这种壳层结构，壳层区域面积分数约为33%，并且Cr富集于这些BCC析出相中，与FCC/L12基体之间保持半共格界面关系。 CSH-1合金的微观结构特征与BCC片层析出物统计分析 核心与壳层区域的相组成与元素分布分析（HR-STEM/EDS/APT） ② 力学性能的显著协同提升 引入“核-壳”异质结构后，合金的力学性能得到全面优化，与无晶界析出的均质合金相比，CSH-1合金的屈服强度从~750MPa提升至~1030MPa，，其应变硬化率从均质合金的~2.6GPa大幅提升至~4 GPa，增幅约70%，同时仍保持了~22%的均匀延伸率和~30%的断裂延伸率。 不同热处理状态下HEAs的拉伸力学性能与应变硬化行为 ③ 异质变形诱导硬化的核心机制 CSH合金超高的应变硬化率主要即来源于此HDI硬化效应，其贡献远超传统位错强化的“有效应力”，这是因为BCC析出相强度远高于FCC/L12基体，在变形过程中，“硬壳”约束“软核”的塑性变形，在壳-核界面附近产生的变形梯度，积累了高密度的几何必须位错，从而持续产生巨大的异质变形诱导应力。 CSH-1合金的应力分配与异质变形诱导(HDI)硬化效应 变形后CSH-1合金的KAM图与变形梯度分析 ④ 实现高塑性的关键：协调变形与位错传输   尽管含有硬脆的BCC析出相，CSH合金仍展现出良好塑性，这是因为，BCC层片是不连续分布的，其间的FCC/L12相充当了连接两侧晶粒的塑性变形通道，协调了整体变形，缓解了应力集中，同时，BCC与FCC/L12相之间的半共格界面促进了位错从软相向硬相中的传输，使BCC层片自身也能发生一定塑性变形，进一步“韧化”了硬壳区域。 CSH-1合金在不同应变下的微观结构演变与滑移带分布 CSH-1合金在不同应变下的位错结构演变 CSH合金拉伸变形过程中微观结构演变的示意图 【总结与展望】 团队这项研究实现了一种设计范式的转变：从传统“抑制”晶界析出，转向主动“利用”并“架构”晶界析出，通过在Al-Cr-Fe-Ni-V高熵合金中实现了强度、应变硬化率与塑性的卓越协同，这项工作为发展新一代高性能结构材料提供了极具启发性的新思路。  
重磅！马普所两篇《Acta Materialia》：Laves相原子尺度缺陷 2026-04-09  文章兼本文作者：柳刚 Laves相金属间化合物中的Lomer-Cottrell Lock(位错锁)的原子像长什么样？能在传统TEM（比如明暗场）下看清全貌吗？C15/C36结构的转变除了涉及同步剪切（synchro-shear），还有其他的机理吗？近期马普所可持续物质研究所Gerhard Dehm团队在同一期Acta上（2026,303）发表两篇文章阐述以上问题，第一作者兼第一通讯为资深研究人员柳刚（Gang Liu）博士。 位错锁是金属材料和位错理论中非常重要的一个概念，尤其是其中的Lomer-Cottrell Lock，经常被拿来解释合金的强化机制，但是其原子尺度结构鲜有报道。非常扎实系统的工作是最近聂剑锋团队（L. Qi, Acta Mater. 199 (2020) 649）对高熵合金中各种位错锁结构的原子像表征（图1 left）。对于原子结构本身更复杂的Laves相合金（图1 right），相关研究则几乎空白。 图1 Left: 简单FCC（高熵合金）中典型LC-Lock结构（Acta Mater. 199 (2020) 649; Right: NbCr2 Laves相合金中LC-Lock结构（Acta Mater. (2025) 121700） 这篇位错锁的文章首次在富Nb的NbCr2 Laves相合金中捕捉到四种位错锁类型的原子构型，分别属于LC-lock 和Hirth-lock 类型（Hirth lock 极少能捕捉到，推测由于形成能量较高），见图2. 作者根据原子构型，基于synchro-shear机制（Science 307(5710) (2005) 701）和元素微偏聚，推测了四种结构的形成机理，见图3. 图2 四种Lock的形成示意图（层错类型反应）、原子构型和TEM暗场像 图3 位错锁原子尺度形成机理图 这篇文章的另一大亮点是用不同g矢量的双束拍到了位错核的明暗场图像，真正意义上的“看到了”这些位错核的“全貌”。并且基于g·b可见/不可见标准证实了精确的伯氏矢量b。比如，对于Lock 1 结构，根据汤普森四面体（Thompson tetrahedron），考虑所有反应，Lock 1的伯氏矢量有可能是1/6<110>或者1/6 <-120>。但是根据g·b确认，最终的矢量就是<110>类型。作者将转轴的详细路径放在了附件里（见图4），可以给TEM实际操作和初学者提供很好的参照。 图4 暗场像拍摄转轴路线图 C15/C36非共格界面的文章观察的是同一样品，首次观察到两种类型的非共格界面：Type I型没有twinning的参与，Type II型在界面处相当于有一层最小层数的twinning参与缺陷形成，见图5。每个类型又由两种motifs交替构成，其中Type I包含Motif I和Motif 2，Type II型包含Motif 3和Motif 4. 对于Motif 2，根据原子的排布情况，又有两种更复杂的变体，即Motif 2’ 和Motif 2’’. 可见文章的亮点在于研究的细致和全面。 图5 两种类型（types）的C15/C36非共格界面构型 文章或者研究的难点在于对原子构型的解释。典型的例子是图6，利用一层一层的synchroshear机制猜想了C36结构怎么一层层转变为C15结构（附件里面也同样根据这个图猜想了C15向C36转变的情况）。这里特别感谢中南大学王丽教授，这种分析方法是他们首次提出（L. Wang, Acta Mater. 264 (2024) 119568.），作者也得到过王教授的亲自指导。另外，为了解释每一种Type的界面中两种Motif交替产生的原因，文章也首次提出了在一个ESF单元（ESF module）中，里面的两个triple layer存在两种剪切模式（shearing mode），即独立剪切和非独立（或称耦合）剪切两种模式。同时，也简单分析了motif 1 和motif 3，以及motif 2和motif 4之间的可能转变关系。最后，基于这些分析，提出了完整的C36/C15的转变长大机制图，图7。应该说，这种转变在水平方向借助synchroshear的概念是比较好解释和理解的，这里更创新的地方是解释了这种界面是如何在厚度方向（y轴方向）长大（扩展）的。 图6 layer by layer伯氏矢量分析揭示相转变过程原子移动过程 图7 C15/C36相转变和Y轴方向扩展示意图 两篇文章都选取的是稍微富Nb的NbCr2（35 at% Nb），事实上，成分的确对这些缺陷结构有很大的影响，已经发现富Cr的合金中的位错锁结构也有所不同，可能也和其断裂韧性有所联系。相关成果敬请期待。感兴趣和寻求合作的朋友可以联系作者：lgswansea@gmail.com.
高熵合金，最新Nature Materials！ 2026-04-09  高熵合金（HEA）纳米材料是质子交换膜水电解槽（PEMWE）极具潜力的催化剂，但其晶体结构通常局限在热力学稳定相。 香港城市大学张华/黄勃龙、香港理工大学朱叶、中国科学院上海高等研究院上海同步辐射光源乔盼哲团队提出了一种设计高效稳定、具有定制相结构的HEA催化剂的策略，以满足未来实际水电解应用需求。他们以具有不同晶相的金纳米材料为模板，采用通用且稳健的湿化学方法成功合成并稳定化了Au@HEA核壳纳米结构。其中，HEA由多达十种金属元素（铱、铂、镍、铁、钴、铑、钯、钌、铜及锰）构成。 与传统的面心立方IrPtNiFeCo催化剂相比，密排六方结构的4H-Au@4H-IrPtNiFeCo催化剂在酸性析氢反应、析氧反应及整体水电解反应中展现出更优异的活性与稳定性。在60°C PEMWE 下，4H-Au@4H-IrPtNiFeCo催化剂仅需1.90V电压即可达到3000mA/cm²电流密度，并在1000mA/cm²和2000mA/cm²电流密度下保持稳定运行超过1200小时，其降解速率分别约为6.3 µV h⁻¹和15.7 µV h⁻¹。 研究成果以Synthesis of 4H-phase high-entropy alloys for electrocatalysis为题发表于Nature Materials。 图1：4H-Au@4H-IrPtNiFeCo结构表征 图3：4H-Au@4H-HEA结构表征 图4： 电催化性能表征与原位XAS测试 图5： 全水电解性能测试 论文地址： https://www.nature.com/articles/s41563-026-02562-1
Corrosion Science|德国汉堡工业大学|LLM 破解镁腐蚀缓蚀剂预测难题，小样本超越传统机器学习 2026-04-07   标题: Large language models predicting the corrosion inhibition efficiency of magnesium dissolution modulators DOI: https://doi.org/10.1016/j.corsci.2025.113080 工作亮点 一、方法创新：提出LLM 小样本预测框架，攻克镁合金缓蚀效率数据稀缺建模难题 首次将通用大语言模型（GPT‑4o/o1/o3‑mini）用于镁合金 ZE41 缓蚀效率预测，仅依托分子名称、SMILES 字符串与少量描述符即可完成建模，无需复杂特征工程；对比化学专用 LLM 与传统神经网络，依托大模型预训练化学知识实现上下文推理，在75 样本极小数据集下规避过拟合，突破腐蚀领域数据匮乏、传统模型依赖大规模标注数据的核心瓶颈。 二、性能突破：GPT‑4o 预测精度全面领先，小样本超越传统机器学习 基线在 RMSE、MAE、皮尔逊相关系数三大指标上，GPT‑4o 配合预分析提示 + 分子描述符输入实现最优表现，MAE 低至 43.4、相关系数达 85.8%，较传统 MLP 基线误差显著降低、相关性大幅提升；o1、o3‑mini 等推理型大模型对提示依赖性低，未优化 prompt 即可超越基线，在小样本化学腐蚀预测任务中实现性能跨越式突破。 三、价值创新：通用大模型赋能腐蚀材料筛选，建立低成本高效筛选新范式 无需针对腐蚀领域微调大模型，仅通过提示工程即可挖掘分子结构‑缓蚀性能关联规律；验证通用 LLM 在材料腐蚀领域的强泛化能力，大幅减少实验量与数据采集成本，形成 “分子信息输入 — 提示工程优化 —LLM 预测 — 候选剂筛选” 的轻量化流程，为镁合金缓蚀剂快速开发、有机腐蚀调节剂高通量筛选提供可落地、高效率的 AI 新范式。   图文解析 01 图1.不同评估指标下基线结果的概览。 MLP 结果引自Schiessler等人[38]的研究。相关性指标反映预测值与实验值之间的关联程度，数值越高表明结果越好（右图）。相反，误差指标 RMSE（中图）和MAE（左图）数值越低则表明性能提升。 02 图2.不同参数组合下ChemBERTa方法预测结果的平均绝对误差（MAE）概览。红色虚线表示我们前期研究中用于直接对比的 MLP 结果。 03 图3.通用LLM结果概览：未添加额外描述符输入时的平均绝对误差（MAE）。红色虚线表示用于对比的 MLP 结果。提示方法包括1种ChatGPT生成提示和3种人工编写提示策略。基础少样本方法未包含任何辅助步骤，而人工优化提示则包含这些步骤。预分析阶段指在预测步骤前预先对训练数据进行分析的提示方法。 04   图4.通用LLM结果概览：含附加描述符输入的平均绝对误差（MAE）。红色虚线表示用于对比的 MLP 结果。提示方法包括1种ChatGPT生成提示和3种人工编写提示策略。基础少样本方法未包含任何辅助步骤，而人工优化提示则包含这些步骤。预分析阶段指在预测步骤前对训练数据进行预先分析的4种提示方案。 05 图5.通用大语言模型（LLM）结果概览：与附加描述符输入的相关性分析。红色虚线显示用于对比的 MLP 结果。提示方法包括1种ChatGPT生成提示和3种人工编写提示策略。基础少样本方法未包含任何辅助步骤，而人工优化提示则包含这些步骤。预分析阶段指在预测步骤前对训练数据进行预先分析的4种提示方案。 06 图6.各组使用不同评估指标的最佳结果概览。 MLP 结果引自Schiessler等人[38]的研究。相关性指标反映预测值与实验值之间的关联程度，数值越高表明结果越好。反之，误差指标 RMSE 均方根误差（RMSE）和平均绝对误差（MAE）数值越低，则说明模型性能越优。 07 图7. 提示策略概述。除少数例外情况外，提示系统的工作原理类似于聊天界面：从顶部开始，当前提示前会以聊天记录形式附加历史提示与回答。该示意图展示了未添加描述符时的提示方案。当输入数据中添加描述符时，预分析提示将扩展为具有不同聚焦点的分析集合。
《Corrosion Science》多尺度模拟揭示铝合金中点蚀、晶间腐蚀、剥落腐蚀 2026-03-26   铝合金因其优异的力学性能和成熟的制造工艺，在航空航天、轨道交通等领域扮演着不可或缺的角色。然而，在服役过程中，这些材料常常暴露于腐蚀环境中，点蚀、晶间腐蚀、剥落腐蚀等现象接踵而至，成为结构失效的“隐形杀手”。 那么，这些腐蚀是如何从微观尺度逐步演化为宏观损伤的？其背后的电化学机制又是什么？今天，我们将以2024铝合金为研究对象，深入解析一篇发表于《Corrosion Science》的前沿研究，探索基于微观组织特征的多尺度腐蚀模拟如何为我们揭开这一谜题。 图1. 基于有限元软件的2024铝合金微观组织重构 01 腐蚀的“种子”：微观组织决定了腐蚀的起点 腐蚀并非随机发生，而是“有迹可循”的。在2024铝合金中，第二相粒子的类型、分布以及与晶界的关系，直接决定了腐蚀的起始位置和扩展路径。   研究发现，2024铝合金中存在两种主要的第二相粒子：Al-Cu-Mg型 和 Al-Cu-Fe-Mn型。前者数量多、尺寸小，呈近圆形分布，面积分数约为1.16%；后者尺寸大、数量少，呈不规则多边形，面积分数约为1.71%。 在电化学行为上，这两类粒子表现出截然不同的“性格”：Al-Cu-Mg型粒子中Al和Mg元素优先溶解，成为阳极，是点蚀的“导火索”；而Al-Cu-Fe-Mn型粒子虽然自身相对稳定，但其周围的基体却因电位差而发生溶解，形成所谓的“沟槽腐蚀”。 更关键的是，约26.7%的第二相粒子沿着晶界呈“链状”分布——这就像在晶界上埋下了一颗颗“定时炸弹”，为后续的晶间腐蚀埋下伏笔。 02 腐蚀的演变：从点蚀到晶间腐蚀的“三步曲” 通过不同腐蚀时间的表面形貌观察，研究者清晰地捕捉到了腐蚀的演化过程： 第一阶段（10-15分钟）：点蚀主导期 腐蚀初期，表面形成大量微小点蚀坑，直径约为5-8微米。此时，第二相粒子中的Al、Mg等元素发生溶解，Cu元素则因腐蚀电位高而富集在粒子残留位置。基体表面因氧化膜的保护和阴极保护作用，几乎不发生溶解。 第二阶段（30分钟）：晶间腐蚀萌芽期 随着腐蚀时间延长，点蚀坑数量变化不大，但平均深度显著增加。更值得关注的是，沿晶界开始出现稀疏的腐蚀特征，而晶粒内部仍保持完好。测量表明，此时晶间腐蚀深度已达25.97微米，远超于点蚀深度——这意味着腐蚀已经开始“沿着晶界钻入”材料内部。 第三阶段（60分钟及以上）：剥落腐蚀爆发期 当腐蚀持续到60分钟，表面已出现大量晶间腐蚀特征，晶粒剥落形成的腐蚀坑成为主要表面缺陷。点蚀坑虽然仍在扩展，但其贡献已相对微弱。最终，严重的晶间腐蚀导致表面晶粒呈层状剥落，材料有效厚度显著减薄。 图3. 模型腐蚀1.5小时后的表面形貌：（a）腐蚀形貌；（b）点蚀演化过程；（c）表面深度分布 03 氢的角色：加速晶间腐蚀的“催化剂” 为什么晶间腐蚀会在后期明显加速？研究者将目光投向了氢。 在腐蚀过程中，阴极反应产生氢原子。这些氢原子被晶界附近的位错捕获并富集，导致晶界处氢浓度升高。研究表明，氢的存在会降低晶界的腐蚀电位，同时提高反应活性，从而加速晶间腐蚀的进行。 当晶界处的氢达到饱和后，腐蚀速率趋于稳定。而过剩的氢则以氢气泡的形式向基体表面扩散，甚至引发“鼓泡”现象，进一步促进晶粒的层状剥落。这正是实验中观察到腐蚀速率先快速上升后逐渐稳定的内在机理。 04 模型的构建：让微观组织“活”起来 为了从机理上还原这一复杂的腐蚀演化过程，研究团队基于元胞自动机方法，构建了一个包含真实微观组织特征的腐蚀损伤演化模型。 第一步：微观组织重构 利用DREAM.3D软件，研究者将实验测得的晶粒尺寸、第二相粒子尺寸与分布、晶界占比等数据输入模型，生成了一个  的微观组织单元。通过与实验数据对比，晶粒尺寸误差小于8%，粒子尺寸误差小于12%，元素比例几乎完全吻合——这意味着模型中的微观组织“活”了起来。 第二步：电化学反应规则植入 模型中设置了多种“细胞”类型：溶液中的Cl⁻、H⁺，金属中的Al、Mg、Fe、Mn、Cu，以及晶界和钝化膜。腐蚀规则基于真实的电化学反应： 当金属细胞接触腐蚀溶液时，以一定概率溶解，并消耗对应数量的H⁺； Cl⁻细胞接触钝化膜细胞时，钝化膜被破坏； 离子在溶液中通过扩散迁移。 第三步：腐蚀概率的动态配置 更为精妙的是，研究者根据不同腐蚀阶段的特征，为不同组分设置了差异化的腐蚀概率： 第二相粒子中的Al、Mg：溶解概率0.7 第二相粒子中的Mn、Fe：溶解概率0.5 基体：溶解概率0.05（恒定） 晶界：溶解概率随时间变化， （n为时间步长） 这一设置充分考虑了氢在晶界富集对腐蚀速率的加速作用，使得模型能够真实再现腐蚀的动态演化。 图4. 模型腐蚀8小时后的表面形貌：（a）腐蚀形貌；（b）晶间腐蚀横截面；（c）表面深度分布 05 模拟结果：从“看到”到“看懂”腐蚀 腐蚀形貌的演化 模拟结果显示，腐蚀1.5小时后，表面第二相粒子已完全溶解，点蚀坑深度达24微米，晶界处开始出现局部腐蚀特征；8小时后，晶粒开始剥落，最大表面深度达106微米；16小时后，晶粒呈层状剥落，有效厚度显著减薄，最大深度达204微米。 这一演化过程与实验观察高度一致，验证了模型的可靠性。 元素变化的定量分析 模型还揭示了不同元素在腐蚀过程中的动态变化： Mn、Fe、Mg的损失速率在10分钟前呈线性增长，随后减缓并趋于稳定。这一转折点对应于表面第二相粒子完全溶解的时刻。 25分钟后，表面粒子基本溶解殆尽，离子释放速率再次稳定，但增速较前期明显放缓——此时点蚀的增长主要由基体溶解主导。 在腐蚀后期，晶界的损失速率持续上升，基体的Al损失速率也随之增加，这与晶界腐蚀暴露更多基体表面积有关。 腐蚀深度的精确预测 将模拟得到的晶间腐蚀深度与实验数据进行对比，8小时、16小时、24小时的误差分别仅为1.9%、3.1%和1.5%。这种高精度的定量吻合，标志着模型已具备从微观机制预测宏观腐蚀行为的能力。 图5. 模型腐蚀16小时后的表面形貌：（a）腐蚀形貌；（b）晶间腐蚀横截面；（c）表面深度分布   06 微观结构对腐蚀的调控机制 为什么不同晶粒尺寸的合金表现出不同的腐蚀行为？模型给出了答案： 细晶结构：晶界密度高，第二相粒子在晶界富集，局部电化学反应活性高，腐蚀路径多样，但深度方向扩展相对缓慢； 粗晶结构：晶界密度低，腐蚀路径相对单一，但沿特定晶界的扩展速度更快，导致局部腐蚀深度更大。 这一发现提醒我们，在设计耐腐蚀铝合金时，不能简单追求晶粒细化或粗化，而应根据服役环境中的腐蚀形式，优化晶粒尺寸与第二相粒子的协同分布。 图6. 不同腐蚀时间下溶液中离子扩散示意图 图7. 表面第二相颗粒的腐蚀行为：（a）完全溶解的第二相颗粒数量；（b）腐蚀10分钟后的表面形貌。 图8. 实验与模型表面形貌对比：（a）0分钟；（b）15分钟；（c）45分钟
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。
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