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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

《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。 ;
Acta Materialia | 氢锁螺位错：氢脆的原子尺度机制 H-locking screw dislocations in W 2026-02-12 ; 图文摘要;Graphical Abstract 氢脆会导致金属材料发生突发性失效，这在核能设施和氢能储存系统中是一个严峻挑战。 Hydrogen embrittlement causes unpredictable material failure, posing a significant challenge for nuclear facilities and hydrogen storage systems. 研究方法;Methods 该研究结合了第一性原理计算、基于ab-initio数据训练的机器学习势的分子动力学模拟，以及用于热力学平衡分析的Ising模型。 This study combines Density Functional Theory (DFT) calculations, Molecular Dynamics (MD) simulations using a machine learning (ML) potential trained on ab-initio data, and Ising models for thermodynamic equilibrium analysis. 研究亮点;Highlights 表征了氢修饰的“易核”和“硬核”两种截然不同的螺位错核结构。 Characterized two distinct hydrogen-decorated core structures: the "easy core" and the "hard core" configurations. 热力学分析证明，在广泛的温度和氢浓度范围内，氢偏聚的“硬核”结构更为稳定。 Thermodynamic analysis reveals that the hydrogen-decorated "hard core" is favored across a wide range of temperatures and concentrations. 定量证实氢偏聚显著提升了位错运动能垒，导致螺位错被“锁住”，解释了高浓度下的氢致硬化现象。 Quantitatively confirmed that hydrogen segregation significantly increases energy barriers, leading to the "locking" of screw dislocations;and H-induced hardening. 研究意义;Significance 该研究揭示了氢从稀薄分布（促进滑移）到偏聚分布（锁住位错）的机制转变，为理解不同环境下的氢致塑性提供了基础。 This work clarifies the transition from the dilute regime (enhanced mobility) to the segregation regime (dislocation locking), providing foundation for understanding H-induced plasticity. 图文概览;Graphical Overview 图 1 用于DFT计算的135原子和180原子位错超胞模型。 Fig. 1;Dislocation supercell models containing 135 and 180 atoms used for DFT calculations. 图 2 氢原子在易核、原子列中心及硬核位错配置下的弛豫结构。 Fig. 2;Relaxed structures of hydrogen atoms in easy, column-centered, and hard core dislocation configurations. 图 3 易核与硬核位错偏聚模型的Ising哈密顿量参数定义。 Fig. 3 Definition of Ising Hamiltonian parameters for hydrogen segregation in easy and hard core configurations. 图 4 DFT和机器学习势计算的易核与硬核结构间的自由能差 Fig. 4 Free energy difference between easy and hard core structures calculated via DFT and ML potential. ; 图 5 分子动力学模拟与Ising模型预测的硬核配置氢偏聚剖面对比。 Fig. 5 Comparison of hydrogen segregation profiles on the hard core configuration between MD simulations & Ising model. 作者;Authors Thomas Leveau, Lisa Ventelon, Mihai-Cosmin Marinica, Emmanuel Clouet 第一作者及通讯作者 First & Corresponding Author Thomas Leveau 研究单位;Affiliations 法国原子能与可替代能源委员会 (CEA)，巴黎-萨克雷大学 (Université Paris-Saclay)，法国国家科学研究中心 (CNRS)。
《Corrosion Science》“原位充氢-拉伸”同步技术+多尺度模拟：揭示7xxx系列铝合金氢脆动态演化 2026-02-11 ;在氢能储运材料研发领域，7xxx系列铝合金的氢脆问题犹如一座亟待攻克的科学堡垒。传统研究多聚焦于“静态”氢含量与最终力学性能的关联，却往往忽视了氢在动态服役过程中与材料微结构的实时交互。近期发表于Corrosion Science的研究，通过一项精巧的集成实验与多尺度模拟设计，不仅验证了氢脆机制的复杂性，更在方法论、理论框架和工程应用层面展现了多项突破性创新，为我们打开了理解与设计抗氢脆材料的新视野。 1.;“原位充氢-拉伸”同步技术： 传统研究普遍采用“预先充氢-后测试”的“两步法”，这只能反映氢饱和后的终态。本研究独创性地将电化学氢充注（EHC）与慢应变速率拉伸（SSRT）测试实时同步，模拟了材料在实际腐蚀环境中承受载荷时，氢“边进入、边扩散、边作用”的动态过程。结果令人震惊：原位充氢试样的氢脆敏感性（HEI=10.3%）显著低于同时间预先充氢的试样，其屈服强度和均匀伸长率甚至优于未充氢基线。这一发现直接挑战了“氢有害无益”的简单化认知，证明在动态、低浓度条件下，氢可能通过促进位错滑移（HELP机制）暂时“协调”塑性变形，而非立即引发脆断。 图1.;电化学氢充注与慢应变速率拉伸（SSRT）实验示意图：（a）预先充氢，（b）原位充氢。 2.多尺度模拟与实验的闭环验证： 研究构建了从原子尺度（DFT）到连续介质尺度（FEM）的跨尺度模拟框架，并与微观表征（SEM，;EBSD，;CLSM）结果形成强力互证。 oFEM模拟：首次在铝合金氢扩散模型中，显式耦合了外部拉伸载荷产生的静水应力场。模拟清晰揭示，裂纹尖端的应力梯度是驱动氢选择性富集的“磁石”，其作用远大于浓度梯度扩散。这定量解释了为何微观缺陷处会成为氢脆的“策源地”。 oDFT计算：从电子结构层面揭示，氢原子进入后，会局域化其周围的电荷分布，显著降低邻近铝原子间的键合电子密度。这为氢增强脱聚（HEDE）机制提供了最本质的量子力学证据，并计算出氢聚集如何降低晶界分离功。 图2. (a);带裂纹的7xxx铝合金几何模型，(b);有限元模型网格划分。 图3.;不同时长氢充注后，拉伸应力下的氢浓度与通量分布：（a）EHC 4;小时，（b）EHC 8;小时，（c）EHC 12;小时。 二、理论框架重构：提出“机制连续统”与“氢陷阱功能二元性” 本研究在氢脆基础理论上的贡献尤为深刻。 1.提出并验证“HELP→HEDE”的协同-竞争连续统模型： 研究明确否定了HELP与HEDE作为孤立机制的旧范式，而是用实验和模拟数据共同描绘出一个受氢浓度与应力状态调控的动态演化图谱： o低氢浓度/动态加载（原位条件）：HELP主导。氢作为“位错润滑剂”，增强局部塑性，延缓颈缩。 o高氢浓度/静态富集（长时预充氢）：HEDE主导。氢在晶界饱和，削弱原子结合力，引发脆性沿晶断裂。 o这一“连续统”认知，统一了以往看似矛盾的实验现象，为建立普适的氢脆预测模型奠定了理论基础。 2.重新定义“氢陷阱”的二元作用： 研究通过结合析出相（如η相）分析和模拟，深化了对氢陷阱的理解。陷阱并非单纯的“好”（捕获氢）或“坏”（引发裂纹）。 o有益阶段：不可逆陷阱（如稳定析出相）能有效捕获氢，阻止其向危险区域（晶界）迁移，提升抗脆性。 o有害转折：当陷阱（如位错缠结区、相界面）在应力下饱和或成为应力集中源时，其自身会转化为微裂纹形核点，从“氢的监狱”变为“失效的导火索”。这种基于饱和状态与应力环境的动态评价，为通过微合金化与热处理“设计”陷阱提供了精细化的指导原则。 三、工程范式革新：从“抗氢”到“氢管理”的设计哲学 基于上述科学发现，研究引申出极具颠覆性的工程应用新思路： 1.;动态服役评估标准的必要性： 传统基于静态饱和氢含量的安全裕度评价可能过于保守甚至误判。对于承受循环载荷或动态腐蚀的部件（如储氢罐内胆），评估其在“氢通入-载荷循环”耦合作用下的性能演化，比测量其总氢含量更为关键。本研究为建立这样的动态评估协议提供了方法论原型。 2.材料与工艺的协同优化新靶点： o梯度/功能化微观结构设计：可否在材料近表面设计一层高密度、稳定陷阱的微观结构，作为“氢缓冲层”，主动捕获并锁定入侵的氢，保护内部主体结构？ o利用HELP效应的可能性：在严格控制的低氢分压和特定应力状态下，材料的初期塑性变形能力反而增强。这一现象能否被利用于某些成型工艺或提高构件的损伤容限？ o智能涂层/阻隔层开发：研究证实钝化膜是氢入侵的主要屏障。开发具有更强自修复能力、更低氢渗透率的智能涂层，是从源头上进行“氢管理”的最有效途径之一。 图4.;铝在拉伸应变下的应变电荷密度分布：(a);含有一个氢原子，(b);含有两个氢原子。 图5. 7xxx铝合金在不同环境下的氢脆机制示意图：(A);未充氢环境，(B);低氢浓度环境，(C);高氢浓度环境。 四、技术路线图展望：迈向机理驱动的材料设计 这项研究标志着一个范式的转变：从依赖经验的“试错”模式，转向机理驱动、模拟先行、实验验证的理性设计模式。 未来的技术路线图应包括： 1.;建立多物理场耦合的氢脆数字化孪生模型，集成电化学、扩散、力学损伤模块，用于预测复杂工况下的材料寿命。 2.;利用高通量计算与机器学习，筛选具有最优“氢陷阱谱”和本征抗HEDE能力的合金成分与微观组织。 ; 3.;发展先进的在线/原位监测技术，实时感知关键部位的氢浓度和微损伤累积，实现氢致失效的预警。
JMA镁合金腐蚀预测革命：多级图注意力网络如何实现析氢行为的精准量化？ 2026-02-11 ; ; ; 镁合金，以其高比强度、优异的生物相容性和储氢潜力，被誉为“21世纪的绿色工程材料”。然而，其固有的较差的耐腐蚀性，尤其是在含氯环境中的快速腐蚀失效，如同“阿喀琉斯之踵”，严重制约了其在航空航天、生物医疗、新能源汽车等关键领域的规模化应用。 ; 传统腐蚀研究严重依赖耗时数周乃至数月的电化学测试和析氢实验，以及基于经验的唯象动力学模型。这些方法不仅效率低下、成本高昂，更难以揭示 “ 成分 — 微观结构 — 环境 ” 之间复杂的跨尺度耦合机制。材料腐蚀的本质，是宏观性能与微观组织（晶粒、晶界、第二相等）动态交互的体现，传统 “ 黑箱 ” 或线性模型对此束手无策。 ; ; ;近期，一项发表于;Journal of Magnesium and Alloys;的重磅研究提出的;“多级图注意力网络”（Multi-level Graph Attention Network, MGAT）;，成功实现了从镁合金微观结构图像到宏观析氢动力学曲线的;端到端精准预测，其预测精度（R² > 0.997）与泛化能力远超传统模型，标志着腐蚀研究从“经验试错”迈向“机理与数据融合”的新范式。 ; ; 图;1. U-Net;基本框架。 ; ; ; 图;2.;多级特征向量定义，包括节点特征（欧拉角（ψ1, ϕ, ψ2）、晶粒尺寸（D）、核平均取向差（KAM）和相邻晶粒数（N））、边特征（晶界长度（L）和相邻晶粒间的取向差角（A）），以及全局特征（析氢时间（t）、平均晶粒尺寸（D¯）、平均KAM（KAM¯）、关键合金化因子、相体积分数（V）及其弥散度（C）、晶体学特征（包括织构强度（I）和最大极密度位置（r和α）））。 一、核心创新：将微观结构“翻译”成可计算的图 本研究的根本突破在于，首次将材料的微观组织“编码”成一个多层次的数学图（Graph），并利用图注意力网络进行深度解析。 图的构建：将EBSD数据中的每一个晶粒视为一个“节点”（Node），晶界视为连接节点的“边”（Edge）。每个节点/边都携带丰富的特征信息（如晶粒尺寸、取向、晶界取向差等）。 多级信息融合：除了上述“节点-边”的微观拓扑结构，模型还整合了全局特征，包括合金成分的物理化学参数（如平均电阻率、功函数）、第二相的体积分数与弥散度，以及关键的析氢时间维度。 注意力机制：模型核心采用了;“注意力机制”;，使其能够自动“聚焦”于对腐蚀过程影响最大的局部微观区域（如某些高能晶界、特定第二相周围），动态学习微观组织特征如何协同影响宏观析氢速率。 简言之，MGAT模型就像一位精通材料科学的“翻译官”，能够读懂SEM/EBSD图像中蕴含的微观结构“语言”，并将其“翻译”成一条精确的腐蚀动力学曲线。 ; ; 图;3. MGAT;模型架构，包含四个主要组件：1);嵌入模块（编码器），2);图卷积模块（GAT），3);特征融合模块（多级图特征融合），4);读出模块（预测头） 二、关键发现：量化驱动腐蚀的“元凶” 通过基于;SHAP值的可解释性分析，研究清晰地量化了各因素对镁合金析氢腐蚀影响的相对重要性，为耐蚀合金设计提供了明确的优化路径： 全局特征重要性排序为： M-电阻率;> 2.;析氢时间;> 3.;M-固相密度;> 4.;第二相体积分数;> 5.;第二相弥散度;> 6.;平均晶粒尺寸;> 7.;M-功函数;> 8.;晶体学特征（织构） 这一排序揭示了深刻的物理机制： 电阻率居首：高电阻率会阻碍腐蚀过程中的电子传输，从而降低微电偶腐蚀电流密度，是影响腐蚀速率的电子学本质因素。 第二相的双重角色：研究不仅确认了阴极性第二相（如Mg₁₇Al₁₂）通常加速腐蚀，更重要的是量化了其空间分布（弥散度C）的关键作用。连续网状分布可能成为腐蚀屏障，而细小弥散分布则可能减轻局部腐蚀。这解释了为何简单的“第二相含量”不足以预测腐蚀行为。 晶粒尺寸;vs.;晶体取向：当晶粒尺寸存在差异时，其影响远大于晶体取向。虽然（0001）面更耐蚀，但非均匀的;bimodal;组织会因严重的微电偶效应而腐蚀更快。 ; ; 图;4.;数据集中各合金的图像分割结果，其中每个样品的左、中、右图像分别代表原始扫描电镜图像、真实标签和模型的分割输出。 三、卓越性能：精度与泛化能力双重验证 超高精度：在包含4800个样本的内部测试集上，模型预测析氢量的决定系数R²超过0.997，RMSE低于1.14 mL/cm²，误差极小。 强大泛化：真正的考验在于对未知成分新合金的预测（Zero-shot Validation）。在全新合成的N14-Z等合金上，MGAT模型成功预测了其0-100小时的完整析氢曲线（R² = 0.924），而传统机器学习模型（ANN、XGBoost等）则完全失效，预测误差巨大。这证明MGAT学习到的是可迁移的、普适的腐蚀物理机制，而非对训练数据的简单记忆。 ; ; 图;5.;数据集中不同类型合金的预测与实测析氢曲线对比：(a) N1-H, N3-H, N5-H, N7-H, N9-H；(b) N1-Z, N3-Z, N5-Z, N7-Z, N9-Z；(c) N11-H, N11-Z, AZ91-H, MAXZ2110-H, MAXZ2110-Z；(d) AZ31, BAX531, WE43, BAW531, ZKB605。 ; ; 图;6.;新数据集（N14-Z;样本）上各模型的测试集性能：(a) MGAT;模型（本研究）；(b) ANN;模型；(c) LASSO;模型；(d) XGBoost;模型。 四、范式转移：从“后检测”到“前设计” 这项工作的深远意义在于，它构建了一个;“成分-微结构-析氢动力学”;的闭环数据库与智能计算范式。未来，结合： ; 高通量实验平台：可快速生成海量数据，进一步拓展成分-工艺空间。 电化学阻抗谱（EIS）嵌入：将动态阻抗信息融入模型，捕捉局部电化学异质性。 与力学性能模型耦合：将腐蚀深度场与晶体塑性有限元模拟结合，预测在应力-腐蚀协同作用下的构件服役寿命。
《Nature Communications》基于AI与多尺度计算设计抗氢脆铝合金 2026-02-11 ; 一、方法论创新：从“试错仿真”到“智能涌现”的跨尺度融合 传统计算材料学常受限于“精度”与“尺度”的矛盾：第一性原理（DFT）精准但尺度微小；经验势函数尺度大但精度不足。本研究通过;“主动学习驱动的机器学习原子间势（MLIP）”;实现了量子精度与介观尺度的无缝桥接。 关键突破 ：研究团队并未采用 “ 黑箱 ” 式端到端 AI 预测材料性能，而是构建了一个物理信息嵌入的混合智能框架。 DFT提供“真理数据”与物理机理：计算数千个构型的能量、力、应力，明确揭示了Cu掺杂降低氢溶解能的电子结构根源（电荷聚集、键强增强）。 主动学习实现“势函数的自我进化”：MLIP在模拟过程中自动识别不确定性高的新原子构型（如高温、大应变、界面），将其返回给DFT计算并扩充训练集。这使得势函数能主动探索并学习相变路径上的未知区域，而非被动拟合已知数据。 结果：获得的Al-Sc-Cu势函数在能量预测上误差<10 meV/atom，同时能可靠模拟纳米析出相在热处理中的形核、生长动力学。这解决了长期困扰该体系的模拟难题——传统经验势无法描述Cu-Sc-Al三元复杂相互作用。 这标志着一套“DFT-MLIP-MD/MC”的高保真跨尺度计算流水线的成熟，使得在介观尺度上以近电子精度进行“虚拟热处理实验”成为可能。 图1：强氢捕获能力相的识别策略。a;目前在钢和铝合金中已识别的氢陷阱相。红星标示出在严苛条件下形成、具有高氢捕获能力的相。b;结合第一性原理计算、机器学习原子间势、分子动力学模拟与实验验证，以识别氢陷阱相。 二、设计理念创新：从“稳态相”到“亚稳相功能化”的范式转换 传统材料设计多聚焦于热力学最稳定的平衡相，因其易于获得和保持。本研究大胆提出并验证了;“目标导向的亚稳相工程”;这一前沿理念。 核心洞见：最强的氢陷阱（Cu₃Sc或高Cu占比Al₃₋ₓCuₓSc）在热力学上是亚稳的，其形成窗口窄，传统工艺难以捕获。 逆向设计路径：研究并未因亚稳而放弃，反而将其作为设计目标： 功能优先：通过DFT高通量筛选，锁定具有极低ΔG_soln的亚稳相结构作为“靶标”。 动力学导航：利用上述MLIP与动力学模拟，精确绘制该亚稳相在温度-时间空间中的“形成地图”，寻找到能最大化其数量密度和Cu掺杂量的工艺窗口（500°C固溶;+ 120°C时效）。 热力学-动力学协同：认识到亚稳相在长期服役中可能向稳态演化，进而前瞻性研究了Cu从析出相内部向界面偏聚的热力学趋势，并评估了这种演化对氢陷阱能力和力学性能的复杂影响（界面偏聚可能继续捕氢同时强化基体）。 这标志着材料设计从“追求最稳定”转向“设计最有功能”，并学会在热力学与动力学的博弈中，为亚稳功能相创造生存与发挥作用的空间。 图2：铜掺杂Al₃Sc析出相氢捕获能力的DFT计算结果 图3：Al-Sc-Cu原子间势的训练与验证 图4：结合分子动力学与蒙特卡洛模拟Al-Sc-Cu合金的固溶处理与时效处理 图5：Al-Sc-Cu合金微观结构评价及抗氢脆策略 ; 图6：微观结构中Cu分布的探测 三、研发范式创新：从“经验探索”到“计算驱动、实验验证、闭环优化”的全新流程 本研究完整展示了现代化材料研发的理想闭环，大幅压缩了研发周期与成本。 ; 计算预言：在实验合金制备之前，已通过计算预测了最优成分（Al-Sc-Cu体系）、最优相（Cu掺杂Al₃Sc）、最优工艺（特定固溶时效制度）及其性能增益（显著降低氢脆敏感性）。 精准实验验证：所有实验工作（合金熔炼、热处理、力学测试、APT、TDS）都成为对计算预言的靶向验证，而非盲目筛选。例如，STEM/EDS直接瞄准“观察Cu是否进入Al₃Sc”，APT专门分析“H是否富集在Sc-Cu共偏聚区”，TDS用于解析计算预测的多个氢陷阱能级。 机理相互印证：计算揭示的原子尺度机理（如H-Cu键合、低扩散势垒）与实验观测的宏观性能提升（伸长率损失降低）和微观结构表征（元素分布）形成了多层级、互锁的证据链，使结论极为坚实。
2026新出炉 | Acta Mater. | 1.7 GPa强度+33%抗氢脆提升：不连续L1₂沉淀设计高熵合金新策略 2026-02-11 ; ; 文章封面 部分内容解读 01 图2： 该图展示了不连续沉淀合金的微观结构特征。扫描电镜图像显示存在大量纳米棒状析出物。电子背散射衍射的晶粒取向图证实合金为完全再结晶的面心立方结构，并清晰可见锯齿状的晶界。扫描透射电镜的明场像和从(100)超晶格斑点获取的暗场像进一步揭示了晶界的锯齿形貌以及析出相的L1₂有序结构。原子探针断层扫描的三维重构和近程成分分布图直观地显示了Ti元素的偏聚，并定量给出了L1₂析出相（富Ni, Al, Ti）与基体（富Cr, Fe, Co）的化学成分。 02 图4：该图对比了不连续沉淀合金与单相参考合金的抗氢脆性能和氢分布行为。拉伸曲线表明，不连续沉淀合金在充氢后保持了约1.7 GPa的超高强度，其氢致伸长损失（20.5%）显著低于参考合金（30.9%）。与多种合金中其他类型析出相的对比显示，本文的不连续L1₂沉淀突破了强度与抗氢脆性改善之间的传统权衡趋势。氢渗透和热脱附谱分析表明，不连续沉淀合金具有更低的氢有效扩散系数和更高的次表面氢浓度。基于氢浓度分布计算出的临界氢浓度，不连续沉淀合金比参考合金高出约1.5倍。 03 图6：该图揭示了氢致裂纹扩展行为的差异。断口扫描电镜图像显示，不连续沉淀合金的沿晶裂纹表面崎岖不平，而参考合金的则较为平坦。在微米和纳米尺度的裂纹路径观察中，不连续沉淀合金的裂纹表现出显著的偏转，并与L1₂析出物发生相互作用，形成纳米级的锯齿状路径；相比之下，参考合金的裂纹路径平直且沿晶面扩展。 04 图8：该图通过低温原子探针断层扫描直接观测了氢（以氘同位素标记）在原子尺度上的分布。三维重构图和切片图清晰地显示，氘原子并非均匀分布或富集在相界面，而是选择性地聚集在L1₂析出相的内部。一维成分分布曲线进一步定量证实，氘在L1₂析出相内部的浓度可达约4 at.%，远高于基体。 05 图10：该图通过密度泛函理论计算，深入分析了L1₂结构中氢固溶能分布与最近邻原子环境的关系。将八面体间隙位点按最近邻Al或Ti原子数目分类后的柱状图表明，氢固溶能呈现双峰分布的原因源于L1₂有序结构中的两类本征位点：O1位点（最近邻无Al/Ti）和O2位点（最近邻有2个Al/Ti）。O1位点具有更低的平均固溶能（-0.22 eV），是强氢捕获位点。 ;
新型抗1200℃高温氧化热障涂层粘结层材料研制取得重要进展 2026-02-09 ; 航空发动机是工业皇冠上的明珠，其核心涡轮叶片必须在高温、高压、高转速的极端环境下长期稳定工作，这对材料的耐温与抗氧化能力构成了严峻挑战。随着现代航空发动机向更高推重比、更高热效率方向发展，涡轮前温度已突破1900℃，远超现有高温合金的承受极限。为此，在叶片表面涂覆热障涂层已成为必不可少的防护手段。在这一多层体系中，位于陶瓷面层与合金基体之间的“粘结层”尤为关键：它既要缓解因热膨胀系数不匹配引起的应力，也要通过自身氧化形成连续、致密的热生长氧化层（TGO），从而阻隔氧气向内扩散，保护基体免受高温腐蚀。 自上世纪70年代起，NiCoCrAlY（常统称为MCrAlY）系列合金因其良好的相容性与出色的中高温抗氧化性能，成为热障涂层粘结层的首选材料。然而，该体系存在一个长期未能突破的瓶颈：当温度超过1100℃时，其氧化速率急剧上升，TGO快速增厚并容易发生剥落，最终导致涂层系统失效。数十年来，这一温度“天花板”始终制约着更高性能发动机的研制进程。面对下一代航空发动机对涡轮前温度提出的更高要求，亟待研制能够在1200℃乃至更高温度下稳定服役的新型粘结层材料。 为解决上述难题，近期，中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心序构金属材料研究部联合高温合金研究部、北京大学王选计算机所、沈阳工业大学，在开发能够替代传统NiCoCrAlY合金在1200℃下具有优异抗氧化性能的下一代热障涂层粘结层材料方面取得了重要突破。 本研究创新性地提出一种“微结构调控与熵工程协同”的双重策略，从氧化过程两个关键阶段入手实现性能突破：（1）通过热力学计算确定共晶铝含量，设计出具有精细层状组织的合金，在氧化初期显著增强铝供应，降低形成单一α-Al2O3膜的临界铝浓度，从而促进连续、致密保护性氧化层的快速形成；（2）通过调整Co、Cr与Ni的比例，最大化体系构型熵，在热生长氧化层下方的铝耗尽区（Al-depletion zone, ADZ）内引入强烈的晶格畸变。这种高熵效应带来的晶格畸变能够提高空位形成能、增加铝原子迁移势垒，从而有效抑制铝在稳态氧化阶段的扩散速率。 基于上述策略，团队成功研制出新型NiCoCrAlYHf多主元合金（Multi-Principal Element Alloy, MPEA）。在1200℃、500小时的等温氧化实验中，新型合金的氧化增重显著低于传统合金，其氧化速率常数仅为;1.28×10⁻¹² g²·cm⁻⁴·s⁻¹，比传统合金低约;59%。更为重要的是，在循环氧化测试中，传统合金在;70;小时后就出现氧化膜剥落，500;小时后剥落面积超过;40%，而新型合金在整个测试周期内剥落面积小于;2%，展现出卓越的膜层结合力与抗剥落性能。这一进展为发展下一代极端温度下稳定服役的热障涂层粘结层材料，奠定了关键的材料基础与设计范式。 相关研究成果以“Outstanding 1200 ℃ Oxidation Resistance in a Novel Multi-Principal Element Alloy via Lattice Distortion-Induced Diffusion;Suppression”发表于Advanced Science, 2026 (0): e22526。博士生张新宇为第一作者，中国科学院金属研究所吕威闫高级工程师、王建强研究员和沈阳工业大学邱克强教授为共同通讯作者。 上述工作得到了国家自然科学基金项目、辽宁省中央引导地方科技发展专项等项目的资助。 图1：共晶多主元合金的设计：(a) Ni50-xCo25Cr25Alx体系的伪二元相图；(b);共晶多主元合金Ni32Co25Cr25Al18的平衡相随温度的分数；(c);商用MCrAlY合金体系;Ni63.8-xCo19.7Cr16.5Alx的伪二元相图；(d);商用MCrAlY合金;(Ni41.3Co19.7Cr16.5Al22.5)的平衡相随温度的分数。 图2：MPEA和商用MCrAlY合金的微观结构表征：(a, b) SEM图像显示MPEA中的层状微观结构，不同于商用MCrAlY中典型的椭球状微观结构；(c) MPEA的TEM图像；c1, c2): c中标记为f1和f2的区域的FFT；(d) MCrAlY的TEM图像；h1, h2): d中标记为h1和h2的区域的FFT；(e);图c的STEM-EDS图谱显示β相中存在富Cr纳米沉淀物；(f);图d中插图区域的STEM-EDS图谱显示，在MCrAlY的β相中没有富Cr纳米沉淀物。 图3：在1200℃条件下对MPEA和MCrAlY的抗氧化性能分析：(a) MPEA和MCrAlY在1200℃下的等温氧化动力学曲线；(b) 1200℃循环氧化过程中氧化剥落面积分数随时间的变化情况，表明MPEA的氧化膜附着力优于MCrAlY；(c) MPEA与现有Al2O3成形合金的氧化速率常数(kp)对比。 图4：两种合金ADZ中的晶格畸变和Al扩散速率的第一性原理分析：(a, b);弛豫后的MCrAlY (a)和MPEA (b)的ADZ超胞结构；(c);箱形图显示了超胞结构中不同原子对的1NN键长分布；(d, e);两种合金ADZ的HRTEM图像；(f, g) GPA方法获取的HRTEM图像的原子尺度应变分布图；(h);通过;CI-NEB;方法计算的Al在ADZ中扩散的能量势垒；(i, j);实验获得的两种合金合金从ADZ到Al2O3膜的Al浓度分布图；(k, l);基于图i和图j中浓度曲线利用Boltzmann-Matano方法计算得出的两种合金ADZ中Al的扩散系数D(c*)。
突破2000℃极限！新型热障涂层为高超音速飞行器披上“高温铠甲” 2026-02-05 ; ; 最新发表于《Defence Science Journal》的研究成果揭示了用于航空发动机和高超音速飞行器的高温防护涂层技术。这些涂层能让金属部件在2000℃高温和超过2马赫的极端环境下依然保持稳定，为新一代航空航天技术奠定材料基础。 ; 航空发动机的“金钟罩” ; 现代航空发动机涡轮叶片工作时面临超过1100℃的高温考验，相当于将金属部件置于熔岩中长时间炙烤。没有保护涂层的超级合金叶片会迅速氧化、腐蚀，最终导致结构失效。 研究人员开发的热障涂层系统采用独特双层设计： 内层结合涂层：采用铂改性铝化物，形成致密氧化铝保护层 外层陶瓷层：使用氧化钇稳定氧化锆，提供绝热保护 技术突破：通过电镀铂、扩散热处理和气相渗铝工艺，研究团队成功在低压涡轮叶片、高压涡轮导向器等关键部件上制备了75-100微米厚的铂铝涂层。测试显示，该涂层在1100℃高温下经过700小时循环测试仍保持稳定。 ; 高超音速飞行的“防火墙” ; 对于飞行速度超过6马赫的高超音速飞行器，其燃烧室壁面临更为严酷的考验：温度超过1400℃，同时承受极高气动应力。 研发的硅化物涂层系统厚度达250-300微米，外层陶瓷涂层更达到1毫米，创造了真正的“热屏障”。 实战检验：在模拟高超音速环境的动态测试中（热通量200W/cm²，流速3马赫，温度1450℃）： 未涂层合金30-100秒内侵蚀深度达5毫米 涂层样品10分钟测试后仅侵蚀200微米，且无脱落 ; 未来技术发展方向 ; 随着航空发动机对更高涡轮前温度的追求，下一代热障涂层需要： 更强结合涂层：添加钯、铑等铂族元素提升强度 更低导热率：掺杂镧、钆等稀土元素优化陶瓷层性能 更优工艺：开发悬浮等离子喷涂等经济型柱状结构涂层技术 ; 结语 ; 这项研究已在实验室规模证明其价值，不仅能够显著延长航空航天关键部件的使用寿命，更为未来高超音速飞行器的实现提供了材料基础。在航空航天技术激烈竞争的今天，这类基础材料研究的突破，将直接影响飞行器性能的极限突破。 ;
机械“种位错”破解脆性难题！南方科大等在半导体材料室温抗裂与增韧机制获重要进展 2026-02-03 ; β-Ga2O3作为超宽禁带半导体材料，凭借4.6-4.9eV的禁带宽度、高击穿场强（可达8MV·cm-1）以及良好的热稳定性，被认为是下一代高功率电子器件、光电子器件与传感器的重要候选材料；同时，大尺寸β-Ga2O3单晶可通过熔融法规模化生长，为产业化提供了现实路径。但与多数功能氧化物一样，β-Ga2O3的室温本征脆性显著：强离子键/定向共价键使其在宏—介观尺度几乎不发生室温塑性变形，在机械载荷、加工与抛光等工序中更易沿弱解理晶面发生开裂，直接影响晶圆可加工性与器件可靠性。 针对这一“性能明星”遭遇“力学短板”的核心痛点，南方科技大学机械与能源工程系曾国松团队、逯文君团队与卡尔斯鲁厄理工学院（KIT）方旭飞团队联合在Advanced Functional Materials发表研究，提出并验证了一条将“位错”从传统半导体语境中的“有害缺陷”转化为“可设计结构单元”的新路线：通过表面循环划痕实现机械种位错（mechanically seeded dislocations），在（001）取向β-Ga2O3单晶近表层构建可参与变形的位错网，从而在后续局部加载中显著抑制解理裂纹、稳定塑性承载并提升纳米硬度。该工作以（001）取向的β-Ga2O3为实验对象也具有直接工程关联性，因为该取向在β-Ga2O3肖特基势垒二极管等功率器件制造中被广泛应用。 本研究的关键在于“绕开位错高形核应力”：在脆性氧化物里，裂纹往往先于位错形核而发生，使材料来不及通过位错滑移耗散能量。团队采用Brinell 球压头沿晶体 [100] 方向进行表面划痕，通过球形接触相对温和的应力分布降低应力集中风险，同时利用循环往复的划痕加载促使位错在亚表层持续增殖，最终在一条介观尺度的磨痕（wear track）内形成缺陷富集结构并避免明显的脆性解理断裂。TEM 与多尺度形貌分析进一步表明：划痕后材料并未发生相变，结构变化的主导因素正是“被种入”的位错网；在位错类型上，划痕诱导的位错以刃型位错为主，主要属于(011)[01-1] 和/或(0-11)[011] 滑移系，这为后续理解“位错如何抑制裂纹、如何改变变形路径”提供了明确的晶体学约束。 图1（参考区：未划痕样品的表面与近表层结构）可以用来帮助读者建立材料“初始状态”：光学显微镜下（001）取向β-Ga2O3基片表面平整、宏观无明显缺陷；SPM显示平均粗糙度约0.1nm；截面ABF/TEM观察到基体内部基本无位错或层错等缺陷。值得注意的是，在最表层仍可见由制样（如CMP）引入的两层损伤层：最上方约20nm非晶层及其下方约20nm的纳米晶层，这些“工艺背景缺陷”在划痕前后厚度与结构基本一致，后续讨论增韧与硬化的关键变量将聚焦在“划痕种入的位错”而非表面薄层本身。 图1a 为参考区表面光学图；图1b为参考区SPM形貌（标注0.1nm量级粗糙度）；图1c为截面ABF显示基体无位错；图1e–f为表层非晶/纳米晶层的HRTEM与FFT证据（标注厚度约20nm+20nm）。 在此基线上，图2（划痕区：磨痕形貌与位错引入）展示了“种位错”的实现方式与其温和性：沿 [100] 方向划痕后形成宽度约0.65mm的磨痕带，白光干涉测得最大深度约80nm，整体仍保持近似平坦；更重要的是，磨痕内未观察到明显的解理面或脆性断裂痕迹，提示划痕过程中以塑性主导机制为主。SPM显示磨痕区粗糙度上升（平均粗糙度约0.8nm，RMS约1.2nm），但这并非“开裂式破坏”，而是与磨粒/摩擦作用相关的微观起伏。截面 ABF 显示在磨痕亚表层引入了大量位错：一部分位错与 (001) 面平行分布，同时出现位错环等暗衬度结构；论文估算划痕诱导位错密度约为 5×1013m-2。 图2a 为磨痕电镜图（标注划痕方向[100]）；图2b 为白光干涉三维形貌；图2c为磨痕深度剖面（标注0.65mm宽、~80nm深）；图2e–f为截面 ABF 显示亚表层位错分布并以箭头标出；图2g–h 为磨痕表层非晶/纳米晶层仍存在且厚度近似不变的HRTEM证据。 真正体现“位错工程价值”的，是后续局部加载行为的系统对比。研究采用纳米压痕在同一块样品上分别测试参考区与磨痕区（最大载荷5-10mN），得到了极具说服力的“曲线信号 + 形貌证据”双重对照：在未划痕参考区，载荷-位移曲线出现清晰的首个pop-in（约0.1mN附近的位移突跳），这通常对应从纯弹性进入弹塑性、并与位错形核/突发滑移或裂纹启动相关；在更高载荷下还会出现后续 pop-in，提示多滑移系激活或裂纹起始。相应地，SEM/形貌图显示参考区压痕周围出现沿[010]、[100] 等方向扩展的微裂纹，且随载荷升高裂纹更明显、长度更长。与之形成鲜明对照的是磨痕区：载荷-位移曲线不再出现 pop-in，压痕形貌中亦未观察到裂纹，这意味着材料在种位错后更容易进入连续、稳定的塑性变形通道，避免了“突跳式失稳”和“解理式开裂”。 图3a为参考区不同载荷P–h曲线并放大显示首个pop-in与后续pop-in；图3b为磨痕区P-h 曲线并标注“无pop-in”；图3c、3d分别为两区域在5-10mN下的典型压痕形貌，参考区以黄色箭头标裂纹，磨痕区无裂纹。 更令人关注的是，增韧并未以“软化”为代价。通过Oliver-Pharr方法从P-h曲线反演纳米力学参数，论文给出了清晰的量化结果：参考区硬度约12.9±0.1GPa、弹性模量约204±1GPa；磨痕区硬度提升至16.5±1.0GPa、弹性模量小幅提升至 219±5 GPa。与此同时，参考区首个pop-in对应的最大剪切应力可估算为约6.9GPa，而磨痕区由于缺少pop-in事件呈现“更平稳的弹塑性过渡”。这些结果共同指向一个重要结论：机械种位错不仅能抑制裂纹，还能通过更复杂的缺陷相互作用提高局部抗塑性变形能力，表现为显著硬化。 为了把“现象”变成“机制”，研究进一步开展了压痕后截面TEM 的事后分析。参考区在10mN压痕后可见多条滑移带延伸至约 730nm深，并观察到沿特定晶面形成的层错（SFs）与晶格畸变，同时在压痕边缘应力集中处出现沿（200）/（100）等相关晶面的解理微裂纹，这对应了“脆性材料在局部高应力下裂纹先行或与有限塑性并存”的经典图景。相比之下，磨痕区压痕后的变形特征更“塑性化”：滑移带仍会在多个晶面上激活，但位错穿透深度降低到约640nm，反映出更强的位错相互作用与障碍效应；更关键的是，磨痕区压痕后未观察到参考区那类清晰的微裂纹，而是出现更高密度的层错、更显著的孪晶以及多滑移系耦合产生的“kink”等复杂结构，这些缺陷共同消耗外加功、释放应力集中，从而把能量从“裂纹扩展”转移到“增韧机制”。 图4为参考区压痕后ABF概览、衍射与滑移面指认，并在图4g标出沿（100）等晶面的微裂纹。 图5为磨痕区压痕后 ABF 概览（黄色箭头标预制位错）、衍射与滑移面指认，并在图5g标出纳米孪晶/密集层错区域，强调“无裂纹+增塑”。 在位错结构标定上，论文给出了较为严谨的晶体学推断路径：由于单一g向量的不可见性不足以用传统g·b=0判据唯一确定Burgers矢量，作者结合两束成像可见性条件、候选b的排除、以及在划痕等效法向力（约5N）与切向摩擦力（约0.5N）共同作用下的Schmid 因子分析，最终确定划痕诱导的平行位错线与 (011) 和 (0-11) 面滑移迹线相匹配，对应(011)[01-1] 与/或(0-11)[011] 滑移系的刃型位错；并系统汇总了文献中β-Ga2O3可能的滑移系、来源（生长缺陷/机械过程等）以及在划痕等效载荷条件下的Schmid因子，说明为何某些滑移系更可能被激活。 图6a为不同区轴与g向量下位错可见性对比；图6b为球形压头划痕下法向/切向力及位错/滑移系示意；图6c为立体投影中滑移迹线与位错走向对应关系。 综合上述证据，论文在讨论与结论部分给出了清晰的“机制闭环”：在参考区，缺少可用的预制位错源，局部高应力下更容易以突发位错形核与解理开裂的方式释放能量；在磨痕区，预制位错作为“位错增殖与运动的种子”，可通过Frank–Read 等机制与交滑移等过程更容易触发位错倍增，并且在β-Ga2O3这类层错/孪晶能较低的体系里，位错还可能成为层错与孪晶等平面缺陷的异质形核位点，从而在压痕过程中更早、更密集地激活SFs、twins与多滑移带协同变形，持续耗散机械功、缓解应力集中并钝化裂纹扩展；与此同时，更复杂、更高密度的缺陷网又会“钉扎”位错运动，提高进一步塑性变形阻力，宏观表现为硬度提升。 从材料设计与器件工程角度看，该工作提供了一个具有推广潜力的启示：对于像β-Ga2O3这样“本征脆、难以室温形核位错”的功能氧化物半导体，可以用相对简单、可控的机械过程在表/亚表层实现位错工程，显著改善局部抗裂能力与稳定塑性承载，为晶圆加工、微纳制造与可靠性提升打开新思路。当然，作者也审慎指出，缺陷（位错、层错、孪晶等）可能对反向漏电与击穿等电学指标产生影响，未来需要通过缺陷空间分布、取向选择与工艺路径的更精细设计，在“力学可靠性增益”与“功能性能损失”之间寻求更优平衡。
重磅！Nature子刊【NC】德国马普所：金属界面的氢致开裂防护新策略！ 2026-01-30 ; ; ; ; 【研究背景】： ; 氢能作为交通、发电及工业过程中的能源载体，在减少二氧化碳排放方面具有关键潜力，然而氢运输和存储所用金属及合金易发生氢脆（HE），导致延展性、韧性和抗疲劳性下降，甚至引发突发灾难性失效，这已成为氢能经济安全发展的重要科学挑战。尽管百余年研究提出了多种氢脆相关机制与模型，但直接保护材料中易受氢影响的特定微观结构特征的解决方案仍有待探索。钢作为全球基础设施的核心材料，年产量近 19 亿吨，其多种变体均存在不同程度的氢脆问题，其中马氏体钢因高强度及复杂密集的界面结构，氢脆敏感性极高，严重限制了其在氢能相关领域的应用，因此开发针对马氏体钢等金属材料的抗氢脆策略具有重要的实际意义。 【论文概况】： ; ; 论文聚焦于间隙溶质在保护金属材料中易受氢影响的关键晶体缺陷方面的作用，旨在解决金属的氢脆问题。通过从头算计算发现，晶界固溶体中的硼和碳能有效阻止氢偏聚。基于这一发现，研究人员以氢脆敏感性高的马氏体钢为研究对象，通过在其易受氢影响的界面掺杂不同浓度的硼和碳，实现了界面保护理念。为验证效果，研究设计了四种微观结构（LC、LC+B、LC+LTT、LC+B+LTT），其中硼的添加主要增强 prior austenite 晶界，低温回火（LTT）则能诱导碳在各类界面偏聚并降低淬火诱导马氏体相变产生的内应力。借助电子背散射衍射（EBSD）、同步辐射 X 射线衍射（SXRD）、原子探针层析（APT）等多种表征手段，对四种微观结构进行了系统分析。慢应变速率拉伸试验、热脱附光谱（TDS）等测试结果表明，硼和碳的偏聚结合应力松弛，使氢渗入量减少一半，其中 LC+B+LTT 结构表现最佳，残余延展性始终保持在 80% 以上，展现出前所未有的抗氢脆性能。此外，研究还深入探讨了残余奥氏体的稳定性、氢的溶解与扩散规律以及裂纹扩展路径等，揭示了间隙溶质偏聚和应力松弛提升抗氢脆性能的内在机制，该定制化间隙溶质偏聚策略有望推广至其他易发生氢致界面失效的金属材料。 ; 【研究亮点】： ; 1. 通过从头算计算筛选出硼、碳等最优间隙溶质，明确其兼具增强晶界内聚性与排斥氢的双重作用，为抗氢脆材料设计提供了原子尺度的理论依据。 2. 提出了 “间隙溶质掺杂界面保护” 策略，在马氏体钢中实现硼在 prior austenite 晶界、碳在马氏体晶界的定向偏聚，结合低温回火的应力松弛效应，协同提升抗氢脆性能。 3. 实验验证了 LC+B+LTT 结构的卓越抗氢脆能力，氢渗入量显著降低，残余延展性保持在 80% 以上，突破了传统马氏体钢易氢脆的局限。 4. 多尺度表征与测试手段结合，从微观结构、化学组成、力学性能到氢迁移行为，全面揭示了抗氢脆的内在机制，为该策略的推广提供了坚实的实验支撑。 ; 【论文图片】： ; 图 1 | 确定最适合防止钢中界面氢偏聚的溶质的策略。a 不同钢微观结构的极限抗拉强度与氢脆指数的关系。填充符号的大小与氢浓度成正比，而空心符号未提供氢浓度信息。b 充氢马氏体钢中观察到的主要裂纹扩展路径，包括 prior austenite 晶界（PAGBs）、{001} 晶面、来自位错滑移面或马氏体边界（MBs）的 {011} 晶面以及夹杂物 / 析出相界面的脱粘。c 掺杂溶质 X 的晶界（GB）内聚能与氢和该掺杂晶界相互作用能的关系。为便于比较，还标注了 E_{H-GB}^{coh}=0.31 eV 和 E_{H-GB}^{inter}=-0.41 eV。d-g 掺杂溶质对晶界和氢偏聚的不同作用机制示意图。h-i 利用 Miedema 模型确定的铁与不同溶质、碳与不同溶质的混合焓随溶质 X 与 α- 铁晶界相互作用能（E_{X-GB}^{inter}）的变化关系。 ; ; 图 2 | 硼添加和低温回火对马氏体钢微观结构的表征。a 低碳钢（LC）、b 硼掺杂低碳钢（LC+B）、c 回火低碳钢（LC+LTT）、d 硼掺杂回火低碳钢（LC+B+LTT）的电子背散射衍射（EBSD）图谱。e 同步辐射 X 射线衍射（SXRD）二维衍射图的环形积分结果，插图突出显示了约 4.5° 附近碳化物的贡献。f 不同边界类型的长度分布、奥氏体分数以及不同相中测得的晶格参数。g 透射菊池衍射（TKD）测量结果。h 硼掺杂钢（LC+B）和硼掺杂回火钢（LC+B+LTT）中具有相同取向角 / 轴（51.7°/[74₇̄]）的马氏体边界的原子探针层析（APT）重建结果。i 从 APT 重建中推导的一维浓度分布和碳过剩量。 ; ; 图 3 | 硼添加和回火对氢吸收阻力及抗氢脆性能的影响。a 残余延展性（以未处理纯 LC 钢的残余延展性为 100%）。b 不同充氢时间下对应的氢浓度（以原子百万分比（appm）和重量百万分比（wppm）表示）。 ; ; 图 4 | 充氢（t_H=6 小时）并拉伸应变样品的二次裂纹分析。a LC、b LC+B、c LC+LTT、d LC+B+LTT 在断口亚表面观察到的二次裂纹示例。e LC+H 和 LC+B+LTT+H 中不同二次裂纹（SCs）类型的分布，包括 prior austenite 晶界（PAGBs）、马氏体边界（MBs）、夹杂物 / 基体界面、{001} 晶面和 {011} 晶面。f 夹杂物区域的 EBSD 相图（仅显示置信指数高于 0.1 的像素）。g 显示与基体不同对比度的夹杂物图像，突出标注了 APT 分析的位置。h 夹杂物与基体界面附近碳、硫、锰和铁的一维浓度分布。 ; ; 图 5 | 马氏体边界界面处残余奥氏体的作用。a 利用球形索引通过 EBSD 观察到的 LC+B+LTT 中的奥氏体定位。b 奥氏体的 APT 重建结果。c 锰、碳和氢的浓度分布。d 拉伸试验失效前最后一帧的局部应变，以及同步辐射测量示意图：实验中，沿 x 方向从断裂端（局部应变最高位置）到夹持区域（局部应变最低位置）对断裂样品进行扫描，仅在同步辐射衍射的轴向进行积分。e 未回火条件下，不同微观结构的奥氏体分数随断裂前局部应变的变化，以及形变诱导马氏体相变（DIMT）情况。f 回火条件下，不同微观结构的奥氏体分数随断裂前局部应变的变化，以及形变诱导马氏体相变（DIMT）情况。 ; 【结论】： ; 原子模拟结果表明，间隙溶质（尤其是晶界处的硼和碳）由于具备增强界面强度和与氢发生排斥相互作用的能力，在阻止氢偏聚方面发挥着显著作用。尽管钢中界面的溶质强化已在文献中得到充分证实，但溶质强化对氢偏聚的影响却鲜有研究（图 1c 的设计图谱中详细展示了部分示例）。该研究通过实验成功验证了如何利用这些见解设计马氏体钢 —— 一种氢脆敏感性极高的钢种。我们发现，由于间隙溶质在界面（晶界和残余奥氏体 / 马氏体界面）的偏聚以及残余奥氏体的应力松弛，材料的抗氢脆性能得到显著提升，氢渗入量减少。多尺度综合研究最终为钢的进一步优化指明了方向，即针对马氏体边界的强化以及夹杂物和析出相的控制，以期在现有已取得突破性抗氢脆性能提升的基础上实现更大进展。 ; 【论文链接】： ; https://doi.org/10.1038/s41467-025-67310-6
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