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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》“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。
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
比利时布鲁塞尔自由大学：非金属夹杂物在电弧增材制造低合金钢腐蚀萌生与扩展中的作用! 2026-01-28 ; 2025年11月27日，比利时布鲁塞尔自由大学可持续材料工程研究小组的研究团队在《Corrosion Science》期刊发表最新研究文章“Role of non-metallic inclusions in the initiation and propagation of corrosion in wire arc additive manufactured low-alloy steel”，研究了电弧增材制造（WAAM）低合金钢在海洋环境中的早期腐蚀行为，重点探究了非金属夹杂物对腐蚀萌生和扩展机制的影响。 该研究探究了电弧增材制造（WAAM）低合金钢的早期腐蚀行为。研究人员将试样暴露于海洋环境中，考察了非金属夹杂物对腐蚀的影响。尽管由于快速凝固，锰硅酸盐在增材制造钢中较为常见，且在某些增材制造钢种（如不锈钢）中通常被认为对腐蚀呈惰性，但在该研究的WAAM低合金钢中，这些夹杂物可能含有富MnS的微小区域。由于其化学不稳定性，这些富MnS区域成为点蚀萌生的优先位点。随着在海洋环境中暴露时间的增加，富MnS区域周围的金属基体发生局部溶解，导致夹杂物脱落和点蚀形成，随后形成周围的圆形腐蚀前沿。该前沿逐渐扩展，包裹并脱落相邻的夹杂物，最终从局部腐蚀转变为全面腐蚀。 实验方法 该研究以ER90S-G焊丝通过电弧增材制造（WAAM）制备的低合金钢为研究对象，其化学组成包含C、Si、Mn、Cr、Mo、V等元素，Fe为基体元素。采用扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、能谱仪（EDS）、扫描开尔文探针力显微镜（SKPFM）、电流传感原子力显微镜（CSAFM）对材料的微观结构、夹杂物的分布、尺寸、形态及化学成分等进行表征；通过动电位极化试验对比WAAM钢与传统锻造钢的耐腐蚀性；采用3.5wt%NaCl溶液模拟海洋环境进行浸泡试验，探究不同浸泡时间（30秒、1分钟、5分钟、30分钟）下的腐蚀萌生与扩展过程；借助微毛细管技术，在施加0.2%拉伸应变的条件下进行应力辅助腐蚀试验，观察裂纹萌生情况。 论文图片 图1.（a）WAAM沉积过程的示意图，突出显示了扫描策略；（b）用于材料分析的试样提取方式。 图2.（a）显示WAAM试样中夹杂物分布的场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）图像；（b）夹杂物数量与其直径的关系图。 图3.WAAM制备的ER90S-G钢中的典型夹杂物，由（Si，Mn）ₓOᵧ组成：（a）含有微小MnS区域的夹杂物；（b）未检测到硫含量的夹杂物。示意图中标注了已识别的区域：SiO₂、（Si，Mn）ₓOᵧ和MnS。 图4.传统钢和WAAM钢试样在0.1M NaCl溶液中的动电位极化曲线。 图5.（a）在3.5wt%NaCl溶液中浸泡30秒后的扫描电子显微镜（SEM）图像，可见夹杂物处的腐蚀萌生。表格总结了所分析的夹杂物及出现点蚀的夹杂物情况；（b）点蚀密度随在3.5wt%NaCl溶液中浸泡时间的变化关系。 图6.试样在3.5wt%NaCl溶液中浸泡30秒后不同区域的扫描电子显微镜（SEM）图像，展示了腐蚀的初始阶段：（a）夹杂物周围的点蚀萌生；（b）通过夹杂物相邻钢基体的溶解导致点蚀加深；（c）夹杂物脱落。注：在30秒的浸泡时间内，同一试样上已能观察到这三个阶段。 图7.试样在3.5wt%NaCl溶液中浸泡30秒后的扫描电子显微镜（SEM）图像，展示了局部腐蚀形成的早期阶段：（a）黄色大箭头指示腐蚀前沿的形成，白色虚线圆圈突出显示尚未发生腐蚀的夹杂物；（b）点蚀中心的放大图，捕捉到特定夹杂物处的腐蚀萌生以及被腐蚀前沿触及并开始脱落的夹杂物。 图8.试样在3.5wt%NaCl溶液中浸泡30秒后的扫描电子显微镜（SEM）图像，显示腐蚀始于含硫夹杂物的点蚀中心（通过能谱仪（EDS） mappings确认）。 图9.在3.5wt%NaCl溶液中浸泡试验后局部腐蚀萌生和扩展的图像，按浸泡时间分组：（a，b）30秒；（c，d）1分钟；（e，f）5分钟；（g，h）30分钟。每个时间间隔均同时呈现低倍和高倍图像，左侧为低倍图像，右侧为高倍图像。 图10.含三个所研究夹杂物区域的电子背散射衍射（EBSD）分析：（a）场发射枪扫描电子显微镜（FEG-SEM）图像；（b）同一区域的晶粒平均取向差（KAM）图。 图11.通过场发射扫描电子显微镜-能谱仪（FE-SEM-EDS）（1）、形貌图（2）、伏特电位图（3）、电流图（4）以及线扫描图谱（5）对夹杂物进行的分析（通过扫描开尔文探针力显微镜（SKPFM）和电流传感原子力显微镜（CSAFM）获得）：（a）未检测到硫含量的夹杂物；（b）含有MnS的夹杂物。 图12.利用FactSage软件计算得到的298.15K下Mn-S-H₂O体系的Pourbaix图（电位-pH图）。 图13.场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）图像，展示了试样在3.5wt%NaCl溶液中浸泡后施加拉伸载荷的腐蚀形貌和裂纹形成情况，浸泡时间分别为：（a）30秒；（b）5分钟；（c）30分钟。 图14.WAAM制备的低合金钢在NaCl溶液中浸泡后早期腐蚀阶段的示意图。左侧图示为俯视图，右侧图示为横截面图。从上到下，依次展示了浸泡时间的推移过程，突出显示了试样中不同类型夹杂物的存在，腐蚀始于含MnS的区域，并通过腐蚀前沿的扩展向其他夹杂物蔓延。 论文总结 该研究探究了电弧增材制造（WAAM）制备的ER90S-G钢中夹杂物在海洋环境下对腐蚀萌生和早期扩展的影响，得出以下结论： （1）该材料中的夹杂物尺寸细小且呈圆形，尺寸小于1μm（近90%的颗粒小于500nm），均匀分布于整个试样中。这些夹杂物主要为（Si，Mn）ₓOᵧ，部分还含有硫元素，表明存在MnS。 （2）腐蚀主要始于含MnS的夹杂物，点蚀优先在这些位置萌生并最终导致夹杂物从金属基体脱落。尽管并非所有夹杂物都是优先腐蚀位点，但一旦含MnS的（Si，Mn）ₓOᵧ夹杂物处形成点蚀，就会发展出圆形腐蚀前沿，并向周围先前未受影响的颗粒扩展，这些颗粒随后成为活性腐蚀位点并依次脱落。 （3）在MnS区域与周围的（Si，Mn）ₓOᵧ或金属基体之间未检测到显著的伏特电位差，且MnS表现出非导电行为。这是由于在该材料中，MnS是绝缘颗粒（Si，Mn）ₓOᵧ的一部分，且尺寸极小。因此，电流传感原子力显微镜（CSAFM）结果表明MnS相和基体之间不会形成电偶对。相反，含MnS的夹杂物之所以成为活性腐蚀位点，可能是由于其热力学不稳定性——Pourbaix图显示，在该研究对应的电极电位和pH值条件下，可生成Mn²⁺。 （4）采用微毛细管技术进行的腐蚀和应力辅助开裂试验表明，表面夹杂物对裂纹萌生有影响。裂纹在腐蚀点蚀内被检测到，这些点蚀对应于腐蚀过程中夹杂物先前存在且随后从金属基体脱落的位置。结果进一步表明，在应力辅助腐蚀开裂和点蚀腐蚀中，点蚀是该材料在当前测试载荷条件下的主要腐蚀机制。 电弧增材制造（WAAM）过程中可实施多种工艺控制，未来的研究应着重深入理解夹杂物的形成与这些工艺参数之间的关系。探究减少有害夹杂物形成的方法，并在这些改进条件下进行腐蚀测试，有望进一步提高增材制造钢的耐腐蚀性和性能，尤其适用于海洋环境等苛刻应用场景。
Nat. Mater/高强韧难熔高熵合金描述符设计/桑迪亚国家实验室 2026-01-28 ; 01 极端环境的材料“心脏” 燃气涡轮、核反应堆、高超音速飞行器……决定这些尖端装备性能上限的，往往是其“心脏”——能够承受极端高温、高压与应力的核心材料。 传统上，这一领域的王者是镍基和钴基高温合金。然而，当温度攀升至1000°C以上，它们的强度便急剧衰退，触及了性能的天花板。 相比之下，难熔金属（如铌、钽、钒、钛等）的熔点远超2000°C，天生就是为高温而生。但一个致命的弱点制约了它们的应用：本征脆性。在室温下，它们极易断裂，难以加工成型，被称为“可望不可及”的材料。 如何设计出一种既能承受地狱般高温，又能在室温下“温柔”加工，兼具高强度与高塑性的难熔合金？这成为材料科学界的“圣杯”级难题。 近期，桑迪亚国家实验室材料科学家Nicolas Argibay团队一项发表于Nature Materials》的研究取得了突破Achieving high tensile strength and ductility in refractory alloys by tuning electronic structure。 通过基于密度泛函理论的电子结构“编程”，成功设计出一种名为;Nb₄Ta₄V₃Ti;的难熔合金，实现了接近1 GPa的屈服强度、约20%的均匀延伸率，以及在1300°C下仍保持500 MPa的优异高温强度。 02 从“试错”到“编程”：电子结构引导设计 传统合金研发，很大程度上依赖于经验和大量的“试错”实验。而这项研究则采用了一条颠覆性的路径：从量子力学的底层原理出发，进行理性设计。 研究团队的核心工具是密度泛函理论计算。他们不再仅仅关注原子的种类和尺寸，而是深入探究决定材料力学性能的电子结构本源。他们锁定了两个关键电子结构参数： 局域晶格畸变参数;：这描述了原子因尺寸差异导致的局部晶格扭曲程度。LLD越低，意味着原子排列越均匀，通常与更好的塑性（延展性）相关。 间隙电子电荷密度;：这反映了材料中电子云的“浓度”。ρ₀越高，意味着原子间结合更强，通常对应着更高的强度。 过去，这两个目标往往是矛盾的：增强结合力（提高ρ₀）常常导致更大的晶格畸变（提高LLD），从而牺牲塑性。 研究团队首先从等原子比的四元合金 NbTaTiV 入手，它已展现出不错的强度和塑性平衡。但通过大规模的非等原子成分空间扫描（结合机器学习与DFT计算），他们发现了一个更有潜力的区域。 Nb₄Ta₄V₃Ti;脱颖而出。相比于等原子比成分，它的LLD大幅降低（从0.142降至0.060），同时ρ₀保持在高位。计算还表明，它的不稳定层错能显著提高，这意味着位错滑移需要克服更高的能量壁垒，从而带来了潜在的强化效果。 本质上，他们通过精细调节合金中各元素的比例，如同“编程”一般，重塑了材料的电子结构，同时实现了低畸变（高塑性）与强结合（高强度）这两个看似对立的目标。 03 意外之喜：“化学短程有序”的双重增益 理论设计指明了方向，但真实材料的微观结构如何？研究团队通过实验进行了验证。 他们将理论设计的成分熔炼成合金锭，并进行了均匀化处理和后续加工。令人惊喜的是，这种难熔合金在室温下即可进行超过60%厚度减量的冷轧而毫无裂纹，展现出了卓越的加工塑性。 随后的拉伸测试结果更为振奋：在低氧含量条件下，该合金实现了约0.93 GPa的屈服强度和约15.5%的均匀延伸率。这比已报道的等原子比NbTaTiV合金分别提高了约30%和20%。 但故事的高潮还在后面。研究人员发现，热处理工艺（冷却速度）对性能有巨大影响。 缓慢冷却的样品，性能进一步提升，达到了接近1 GPa的屈服强度和超过18%的均匀延伸率。 快速淬火的样品，强度略有下降。 是什么导致了这种差异？;原子探针断层扫描技术揭示了奥秘：缓慢冷却过程中，形成了纳米尺度（约1纳米）的富钛原子团簇，这是一种“化学短程有序”结构。 这些由理论预测、并被实验证实的富钛团簇，并没有像传统认知那样损害塑性，反而同时增强了合金的强度和延展性。 研究团队认为，这些局部的富钛团簇可能进一步降低了基体区域的晶格畸变，同时作为纳米障碍物，有效地阻碍了位错的远距离运动，从而提高了强度。这种SRO与低LLD的协同作用，是获得优异综合性能的关键。 04 解锁塑性之谜：扭折与孪晶的共舞 如此优异的塑性从何而来？对拉伸变形后样品的显微分析，展现了一幅生动的“变形图景”。 电子背散射衍射和高分辨成像显示，材料内部同时激活了多种塑性变形机制： 密集的滑移带：位错大量滑移的痕迹。 纳米级变形孪晶：晶体的一部分沿特定方向发生镜面对称剪切，能有效协调大变形。 扭折带：晶体局部发生突然的转动，像“折纸”一样吸收应变，是难熔合金中一种重要的韧化机制，能有效缓解应力集中，防止裂纹萌生。 这些复杂的变形模式共同作用，使材料能够均匀地分散应变，避免了过早的颈缩和断裂，从而实现了高且均匀的延伸率。 05 高温下的“钢筋铁骨”：挑战性能极限 对于高温材料，室温性能只是起点，真正的考验在极端温度下。 研究团队在真空环境中测试了Nb₄Ta₄V₃Ti合金在1000°C和1300°C下的拉伸性能。结果令人惊叹：在1300°C（约0.6倍熔点温度）的高温下，合金仍能保持可观的强度和塑性，且表面光亮无氧化。 与众多已报道的难熔高熵合金及商用难熔合金（如C-103， TZM等）相比，Nb₄Ta₄V₃Ti在整个温度区间内都展现出了优异的强度-塑性综合性能，成功摆脱了常见的“强度-塑性权衡”困境。 尤为重要的是，其实验数据与基于刃型位错主导强化的Maresca-Curtin理论模型高度吻合。这颠覆了传统认为难熔BCC合金高温下强度由螺型位错控制的认知，表明通过电子结构设计，可以有效地激活和利用刃型位错，实现从室温到超高温的持续强化。 从量子世界的电子云分布，到宏观世界的力学性能，这项研究架起了一座精准的设计桥梁。它证明，通过深入理解并主动“编程”材料的电子结构，人类可以打破传统材料性能的桎梏，创造出同时满足极端强度、塑性与耐温需求的“理想材料”。这不仅为下一代航空航天发动机、核能系统与高效燃气轮机提供了关键材料候选，更标志着一场从“经验摸索”到“理论牵引”的材料设计革命正在加速到来。 结果展示 Fig. 1: Summary of the electronic-structure-based alloy design process. Fig. 2: Room-temperature tensile properties and microstructural characterization after tensile deformation. Fig. 3: Characterization of structural heterogeneity and dislocation mechanisms via indentation. Fig. 4: High-temperature tensile properties of Nb4Ta4V3Ti with comparisons to other materials.
中国工程院院刊首发天津大学焦魁团队最新成果：抗腐蚀碳载体实现燃料电池低铂负载下的高功率密度与长寿命！ 2026-01-28 ; ; 质子交换膜燃料电池（PEMFC）是利用可再生氢能源的高效清洁电化学能量转换装置，在氢经济中，燃料电池汽车（FCV）被视为低碳交通的关键解决方案。利用可再生能源生产氢气，有望将温室气体排放量降低到接近零。然而，PEMFC电池组的性能、成本和耐久性极大地影响了燃料电池汽车的大规模商业化。美国能源部（DOE）为燃料电池汽车（FCV）系统设定了雄心勃勃的成本和耐久性目标。对于轻型车辆（LDV），该系统必须实现超过8000小时的稳定运行，而对于重型车辆（HDV），到2030年的目标超过25000小时。此外，在每年100000个系统的生产规模下，必须满足LDV的30美元/kW和HDV的60美元/kW的成本目标。在电池组内，铂（Pt）催化剂单独占每年500000的生产量的总成本的大约40%。因此，在降低铂族金属（PGM）负载的同时满足性能和耐久性要求仍然是燃料电池广泛商业可行性的基本挑战。传统上，催化层（CL）由碳载体、PGM催化剂和离聚物组成。在高功率密度下，低Pt负载导致反应表面积减小和单位面积的高反应速率。这种条件要求优化传质路径以实现有效的气液传输并最小化传质损失，特别是在PEMFC的阴极中，其中氧还原反应（ORR）表现出缓慢的动力学。本文报道了一种树状氮掺杂碳载体（T-NC），该载体采用低成本的原料，在温和的条件下低能耗地制备，并通过简单的多步工艺实现了所需的结构和功能。 图文速递 材料特性比较 T-NC将MWCNT的高石墨化与ZIF-8衍生的碳的高比表面积和氮富集结合在一起，裸MWCNT表面上具有非常少的中孔，比表面积仅为88m2/g。在NC@MWCNT的合成过程中，过量添加MWCNT会因颗粒聚集而降低产物的比表面积，然而，当ZIF-8以适当量生长并附着在MWCNT上后，NC@MWCNT的比表面积显著增加至625m2/g。酸洗进一步在MWCNT上引入含氧官能团和碳缺陷，将ID/IG比从0.66增加至0.77。该处理为ZIF-8生长提供了足够的成核位点。煅烧后，T-NC保留了ZIF-8的十二面体结构，比表面积为699m2/g，具有微孔、中孔和大孔相互连接的分级结构，中孔和大孔比例明显提高，有利于更有效的传质，T-NC的形态显示出高度的一致性根据拉曼光谱，T-NC的ID/IG比降低到0.9，表明比仅由ZIF-8生产的NC更高的石墨化。在相同的Pt还原过程后，RDE测试结果表明，Pt/T-NC表现出更高的极限扩散电流和相对于RHE为0.88V的半波电位（E1/2），优于Pt/MWCNT、Pt/NC和Pt/NC@MWCNT（分别为0.834、0.85和0.865 V）。这表明T-NC的自支撑结构消除了由碳载体颗粒堆叠引起的不良传质，从而提高ORR效率。 T-NC上的铂族金属减少和高负载 在ORR催化剂研究中，尽管一些单原子催化剂表现出优异的质量活性，但它们的PGM负载量通常较低。当这些催化剂被制备为燃料电池膜电极时，催化层厚度的增加通常导致电荷转移和质量转移效率低下。为了最小化电池内阻并缩短质量转移路径，MEA中的CL需要非常薄。这反过来，在新型催化剂开发中需要高PGM负载量（≥ 40重量%），以确保在装置中的实际应用。在PGM前驱体还原和高负载工艺中，碳载体的粒径是决定产品性能的关键因素，对于T-NC，在多元醇还原前采用不同的研磨方法，控制中径（D50）为8.33、6.72、激光粒度仪测得的粒径为2.66μm制备并测试具有相同Pt负载的MEA，阴极Pt负载量设定为0.2mgPt/cm2，峰值功率密度分别为0.048、0.531和1.146 W/cm2，对应于8.33、6.72和2.66μm，在良好控制的T-NC尺寸下，电池输出性能显著提高了23.8倍，这归因于降低CL厚度和增强催化活性的协同效应。碳载体颗粒尺寸直接影响CL厚度，从而影响传质路径。 电化学性能 对于低Pt负载的燃料电池，Pt/T-NC电极在H2/Air条件下的电化学性能明显优于传统Pt/C电极，尤其是在高电流密度下，当阳极Pt负载量为0.05 mgPt/cm2，阴极Pt负载量为0.1 mgPt/cm 2时，Pt/T-NC电极的峰值功率密度达到0.93W/cm2，比市售Pt/C催化剂提高了12.7随着阴极上Pt/T-NC负载量的增加，性能改善变得更加明显。此外，内电阻（IR）校正的塔菲尔图证明Pt/T-NC的燃料电池质量活性（MA）在无0.9ViR时为0.217 A/mgPt。与在类似操作条件下测试的现有技术的Pt合金催化剂相比，尽管纯Pt纳米颗粒在ORR活性方面存在固有限制，但具有Pt/T-NC的PEMFC表现出有竞争力的功率性能。这突出了T-NC在改性低Pt负载CL的微结构中的重要作用。T-NC是一种多用途的载体材料，可以在广泛的合成路线中取代传统的碳，如Vulcan XC-72R，Cabot BP 2000和Ketjenblack EC 300 J，使高活性，大规模生产的催化剂转化为具有上级性能的CL。 电极耐久性 进行碳腐蚀的加速耐久性测试（ADT）以评估PEMFC中T-NC支撑件的耐久性。该测试遵循DOE推荐的方案，涉及1.0和1.5V之间的三角波电位循环，周期为2s。5000次循环后，T-NC表现出上级耐腐蚀性，具有Pt/T-NC的PEMFC的峰值功率密度降低了49.2%至0.472W/cm2，而具有商业Pt/C的PEMFC遭受了62%的更大的降低。0.8A/cm2下测试结束（BOT）和测试结束（EOT）电阻的进一步比较显示Pt/T-NC电极在欧姆损失、活化损失和浓度损失方面分别表现出28.8%、66.5%和40.0%的增加。Pt/T-NC电极的电化学活性表面积（ECSA）在EOT时保持了初始值的51.5%，是Pt/C电极的2.2倍多。在使用前和使用后的Pt颗粒尺寸的TEM分析显示T-NC仅增加6.7%，相比之下，商业碳载体上的生长为14.1%。Pt/C基PEMFC的性能下降主要源于由于碳腐蚀导致的CL塌陷，导致电导率降低、Pt颗粒团聚和严重的离聚物再分布，这加剧了欧姆、活化和浓度损失。相比之下，含有T-NC的电极在很大程度上保持其原始形态并表现出强的PGM锚定，显著增强了PEMFC的耐久性。 结 ; 论 本文提出了一种简单的T-NC合成方法，其中MWCNTs作为导电骨架，ZIF-8衍生的碳为锚催化剂提供表面孔隙和N掺杂。T-NC电极创建了高度石墨化的导电网络和有效的传质路径，满足低Pt负载PEMFC的耐久性和性能要求。与传统Pt/C电极相比，T-NC电极在2.0 A/cm 2下的峰值功率密度增加了12.7%，与压力无关的氧传输阻力降低了21.6%，浓度损失降低了30%。在碳降解测试期间，T-NC电极表现出显著增强的耐腐蚀性。Pt/T-NC电极相对于Pt/C表现出欧姆、活化和浓度损失的显著较低的增加。在测试结束时，ECSA保持率高2.2倍，表明上级的结构稳定性和电化学耐久性。本文提出了一种通过强化传质来弥补理论催化活性与实际低载铂燃料电池性能之间的差距的技术路线，有助于将高活性、大规模生产的催化剂转化为具有上级性能的催化剂，从而显著提高燃料电池的性能和耐久性。 ;
金属顶刊《Acta》突破“脆性诅咒”！新型高熵合金在室温到900°C狂秀：屈服强度821MPa+伸长率25% 2026-01-28 ; ; 导读：由D0强化的合金19金属间相在高温应用中展现出相当大的潜力。然而，它们通常存在固有的脆性，严重限制了其广泛应用。在这项工作中，我们详细设计了一种新型D019-强化高熵合金（HEA），具有定向层状和颗粒结构（DLGS）沉淀行为。这种新型DLGS合金在室温至900°C的宽温范围内，与传统无方向层状结构合金（NDLS）相比，展现出显著增强的强度-延展性协同效应。具体来说，DLGS合金在室温、700和800°C下分别保持821、770和670 MPa的高屈服强度。更显著的是，在所有这些温度下，延展性均超过25%，表明消除了NDLS合金中明显存在的中温脆性。系统性的微观结构表征表明，温度依赖的变形机制与堆积断层（SF）和变形双胞胎（DTs）在不同温度下激活高度相关。此外，还详细讨论了DLGS合金中起始SF和DT的起源。不可剪切D0的引入19析出物导致界面局部应力积累，进一步促进SF和DT的形成。同时，这些析出物还可能阻碍边界迁移，并通过齐纳阻力抑制晶粒生长，从而提高动态再结晶的起始温度。这项工作将为设计具有更优机械性能的先进析出强化HEA在宽温结构应用中提供宝贵指导。 析出强化HEA是HEA的重要子集，旨在通过在基体中引入金属间析出物，提升机械性能，如强度和硬度。这些第二阶段析出物作为位错运动的障碍物，通过位错旁通或剪切机制提升强度。特别是，这种策略已被广泛应用于解决单相面心立方（FCC）HEA有限的机械性能。在各种降水强化的FCC基HEA中，采用纳米层状析出的在实现卓越机械性能方面展现出特别的潜力。例如，典型的纳米层状金属间相，如熔岩相、η相和δ相，已被证明能增强多种基于NiCoCr和NiCoFe的HEA的屈服强度和耐磨性。然而，这些层状沉淀物固有的较差变形能力严重限制了其在室温和高温下的大规模应用。 The D019（ε）相被归类为六边形密砌结构的一部分，通常表现为纳米层状，在高温应用中展现出相当大的前景。例如，增加层状D0的含量19研究表明，基于NiCoFe的HEA中的析出物能够稳定热膨胀系数和杨氏模量，从而提升高温下的尺寸稳定性。此外，还发现层状D019沉淀通过对磁域壁运动的边缘钉扎，使得从室温到773K的稳定软磁性质。尽管对D0多功能属性的兴趣日益增长19- 强化HEA，即传统的D019-强化方法在广泛温度范围内展现其全部潜力方面存在局限性。首先，D0的强度和延展性19- 强化的HEA通常难以同时增强。例如，Xia 等人采用了高密度 D019析出以提升强度和抗摩擦性能，但伸长率低于15%。另一个基于NiCoFeCr的HEA被D0强化19相的延展性在约30%范围内表现良好，但屈服强度只能达到约500兆帕[15]。此外，D0的潜力19尚未研究新兴HEAs中在较宽温度范围内实现增强强度-延展性协同的沉淀。此外，微观结构演化和不同温度下变形行为的关键影响仍难以捉摸。 毫无疑问，识别使D0成为目标的有效设计策略是必不可少但极具挑战性的19- 强化HEAs，以在宽温范围内保持卓越的强度和延展性组合。为了解决如此关键的问题，我们设计了一个新的D019-强化（Ni2科2FeCr）91.9阿尔4注4B0.1（在HEA通过精心定制定向层状和颗粒结构（DLGS）沉淀行为实现。该架构被战略性地设计用于协同增强和延展机制：方向层通过抑制相界处的裂纹起始来保持延展性，同时引入不可剪切的颗粒D019沉淀物能带来显著的强化效应。因此，DLGS合金在室温至900°C的强度延展协同效果显著增强，相较于NDLS中Widmanstätten型沉淀物。系统性地研究了DLGS合金在不同温度下的卓越机械性能及相应的变形微观机制。这项工作将为未来新型高性能降水强化HEA设计在先进结构应用中提供新见解。 该研究以Enhanced strength-ductility combinations over a wide temperature range in high-entropy alloys via manipulating the nano-lamellar precipitation behavior发表在Acta Materialia ; 图 1 DLGS合金的热机械加工路径。铸造合金首次均质于1200°C，2小时均质，900°C时长32小时。然后重复“冷轧约20%，退火1小时”，共7个循环。 ; ; ; ; 图 2 （A-C）DLGS合金的SEM和IPF图像显示了方向层状和颗粒沉淀，白色箭头表示滚动方向（RD）。（女生）非定向层状沉淀物的 NDLS 合金 SEM 和 IPF 图像。 ; 图 3 （a）DLGS和NDLS合金的XRD图案。（b、c和d）HRTEM图像及相应的FFT图像，均取自FCC矩阵和D019沉淀在DLGS合金中。（e 和 f）EDS映射显示D0的元素分布19沉淀物和DLGS合金中的FCC基体。 ; 图 4 DLGS和NDLS合金在不同温度及对应断裂面下的拉伸性能：（a） 室温（RT）下测量的两种合金的工程应力-应变曲线，（b） 在700、800和900°C下测量的两种合金的工程应力-应变曲线。 DLGS合金（c1-c4）和（d1-d4）NDLS合金在RT、700、800和900°C下的断裂面。 ; ; 图 5 比较我们现有合金在（a）室温、（b）700°C、（c）800°C和（d）900°C下，现有合金与多种其他合金的屈服强度和断裂应变。 ; 图 6 DLGS和NDLS合金在RT、700、800和900°C断裂前后显微结构演变：分别是DLGS和NDLS合金的（a1-a5）和（c1-c5）IPF;分别拍摄了DLGS和NDLS合金的（b1-b5）和（d1-d5）SEM图像。 本研究中，一种具有方向性（沿滚动方向）层状且颗粒状结构为D0的新型合金19析出物设计旨在同时实现高强度和高延展性，适用于宽广的温度范围。D0的影响19系统性研究了室温（700、800和900°C）下沉淀物对变形行为和微观结构演变的影响，并讨论了变形机制。主要结论总结如下： (1) 设计的DLGS合金展现出由定向层状和颗粒状D0组成的独特微观结构19沉淀。在现有合金中，已在从室温到900°C的宽温范围内展现出优异的拉伸性能。 与传统NDLS合金相比，它在屈服强度上显著提升，同时有效减轻了中温脆化。 (2) DLGS合金的变形以堆叠断层（SF）和滑动痕迹为主，而变形双子（DTs）则在700°C、800°C和900°C时激活。 不可剪切的D019析出物会诱导局部应力的集中，进一步促进SF和DT的形成。“动态霍尔-佩奇效应”以及SF与DT的交点抵消了不利的动态软化，从而帮助保持高温强度和延展性。 (3) D0的不同类型19沉淀物会产生不同的动态再结晶（DRX）机制。DRX晶粒倾向于在不可剪切的D0附近形成19沉淀物在DLGS合金内形成，而在NDLS合金中则倾向于在晶界（GBs）处形成。 (4) 不可剪断D0的存在19沉淀被观察到显著提升了DLGS合金的动态再结晶温度。这一现象可归因于这些不可剪切的D0所产生的齐纳钉扎效应19沉淀。钉针效应还能帮助DRX颗粒保持DLGS合金中的细粒。这些细晶粒提供了更大的晶界滑动效应，从而增强了高温下的拉伸延展性。 ;
突破核电安全瓶颈！西交大孙军院士团队揭秘 Cr 涂层高温氧化核心机制，登上《Acta Materialia》 2026-01-21 ; ; 自从2011年福岛核电站爆炸发生灾难性事故后，事故容错核燃料（Accident Tolerant Fuel，ATF）的研发成为核电领域下一代先进核材料的重要方向。Cr涂层因其优异的耐腐蚀性、中子辐照耐受性、与锆基体良好的结合性等特点备受关注，而且Cr涂层不改变现有核燃料组件结构和制备工艺，成为目前最具经济性和可行性的事故容错核材料的包壳涂层材料。已有的研究多关注Cr涂层的氧化产物以及ZrO2形成后的涂层失效机制，而忽视了氧化中Cr涂层中的组织结构演变及其对氧化进程的作用，尤其关于Cr涂层在氧化过程中的孔洞形成与演化规律少有研究。 西安交通大学金属材料强度全国重点实验室孙军院士团队通过原位热重分析、多尺度微观表征与相场模拟相结合的系统研究方法，揭示了微孔主导Cr涂层高温氧化动力学转变的核心机制，为评估Cr涂层在冷却剂损失事故（Loss-Of-Coolant Accident，LOCA）条件下的结构完整性和防护性能提供了全新的视角。 研究发现Cr涂层在高温水蒸气环境中随时间延长的氧化增重行为呈现清晰的三阶段动力学特征（图1）：第一阶段（0–20 min）为抛物线型氧化增重，Cr表面快速形成致密Cr2O3层，氧化速率由离子扩散控制；第二阶段（20–160 min）出现偏离抛物线的形式，Cr2O3层中因阳离子空位聚集形成微孔，加速氧离子向内扩散，氧化模式从“外部生长”转向“内部生长”；第三阶段（≥240 min）为加速线性氧化，Zr向外扩散与Cr2O3发生氧化还原反应，伴随柯肯达尔效应形成Cr/Zr界面孔洞（图2），涂层剥离导致氧化速率急剧上升。 图1 在1100 ℃水蒸气中氧化后试样的形貌与增重曲线:(a) Cr涂层Zr-1Nb合金宏观形貌，(b) Zr-1Nb、Cr涂层Zr-1Nb和纯Cr金属试样的氧化增重曲线 图2 在1100 ℃水蒸气中氧化160 min后Cr2O3及Cr涂层中孔洞结构特点: (a)，(a1),(b),(b1) 纳米级和微米级孔洞结构，(c) Cr2O3-Zr氧化还原反应引发Cr涂层晶界处形成孔洞，(d) 柯肯达尔效应导致Cr涂层/Cr-Zr扩散层界面形成孔洞 这种独特的动力学转变机制，核心源于“空位聚集-微孔合并-结构失效”的连锁效应：Cr涂层的小尺度特征尺寸（微米尺度的涂层厚度和晶粒尺寸）导致背应力升高，抑制界面位错运动，降低空位湮灭效率，促使Cr2O3内部形成微孔（图3）；微孔不仅阻碍Cr阳离子向外扩散，还为氧离子提供快速扩散通道，引发氧化模式转变；后续Zr原子扩散引发的氧化反应与界面孔洞粗化，进一步破坏了涂层完整性，最终导致加速氧化。研究团队通过相场模拟，直观地演示了微孔演化与氧化动力学的耦合过程，进一步验证了微孔对涂层氧化行为的核心调控机制（图4）。 图3 蒸气环境下Cr2O3孔洞形成机制。(a) 阳离子空位聚集，(b)-(c) 高背应力的Cr涂层导致Cr/Cr2O3界面处空位湮灭效率降低引发孔洞形成，(d) 孔洞阻止金属阳离子向上扩散，(e) 孔洞均匀化过程。 图4 Cr涂层从抛物线到直线氧化增重阶段Cr2O3孔洞结构演变的相场模拟：(a) 氧化膜结构，空位浓度和氧化位点的协同演化过程（模拟视频切片），(b) 外生长和内生长氧化膜厚度随时间变化，(c) 模拟的Cr涂层从抛物线转折到直线阶段的氧化增重曲线。 本研究首次明确微孔也是Cr涂层高温氧化动力学转变的关键因素。为核反应堆ATF材料的涂层设计、寿命评估提供了关键结果和依据。同时，研究融合实验表征与相场模拟的研究范式，为Cr涂层高温氧化机制解析提供了新参考。 本研究成果近期以《微孔主导Cr涂层的高温氧化行为：动力学分析与相场模拟》（Micropores governed high-temperature oxidation behavior of Cr coatings: kinetics analysis and phase-field modeling）为题发表在国际材料科学与工程领域综合类著名学术期刊《材料学报》（Acta Materialia）上。西安交通大学材料学院博士生邓鉴玺和左家栋副教授为论文共同第一作者，通讯作者为左家栋副教授、梁传鑫博士后和孙巧艳教授，孙军院士和宋忠孝教授为项目核心指导者。西安交通大学金属材料强度全国重点实验室为论文唯一通讯单位。研究工作得到国家自然科学基金（U21B2057、52301168、52394163）等项目资助，测试表征得到西安交通大学分析测试共享中心和材料学院实验技术中心的大力支持。 论文链接： https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.121931 ;
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