金属材料的未来 卢柯
金属与粉末冶金
金属与粉末冶金作者：暂无来源：《新材料产业》 2018年第6期艾姆斯实验室可预测高熵合金元素的出现范围美国能源部的艾姆斯实验室开发了一种计算分析方法，可以帮助预测尚未制成的高熵合金的成分和性能。
高熵合金由4种或4种以上的元素组成，因其具有结构简单、在很宽的温度范围内具有出色的机械性能、更好的抗氧化性或耐腐蚀性而备受追捧。
高熵合金的发展可能会提升喷气式发动机的性能和燃油效率，以及极端环境下使用的机械部件在其他工业领域的应用。
(中国航空工业发展研究中心)“先进稀土材料制备及应用技术( 二期)”重大项目课题通过技术验收科技部高技术中心在沈阳组织“十二五”“863”计划新材料技术领域“先进稀土材料制备及应用技术（二期）”重大项目课题“高效稀土改性纳米耐硫变换催化剂和净化剂产业化关键技术及应用”技术验收会。
课题针对轻稀土的高值高效利用的重大科技需求，围绕我国化工行业高浓度一氧化碳的高效利用和转化等问题，利用稀土的特殊功能性，以开发高性能耐硫变换催化剂和净化剂及成套技术为目标，在稀土改性镁铝尖晶石载体、系列稀土改性一氧化碳耐硫变换催化剂和净化剂，以及基于高性能的耐硫变换催化剂和净化剂的制氢技术及产业化等方面取得了系列创新性成果，实现在低温条件下规模生产出高比表面积和高抗水合性能的镁铝尖晶石载体，发明了系列一氧化碳转化率可调控生产的系列耐硫变换催化剂及绿色生产新工艺，开发出催化剂易装填、安全可控的高浓度一氧化碳梯级耐硫变换制氢成套技术。
验收专家组认为该课题超额完成了规定的考核目标和技术指标，对项目取得的研发成果和应用成效给予了充分肯定，同时建议加快系列催化剂和净化剂的规模化推广。
（科技部）我国纳米金属稳定性研究取得重要突破中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心卢柯院士团队在纳米金属稳定性研究领域取得重要突破。
目前，金属纳米材料作为纳米材料的重要分支，已成为全球材料科学与工程研究热点。
金属晶粒细化至纳米尺寸，可以大幅度提高其强度和硬度，但引入了大量晶界使纳米金属材料的结构稳定性变低。
卢柯+中国最年轻的院士
用等通道挤压法也制备出了纳米材料，此 又先后两次赴美国维斯康星大学材料系任 结束的，科学工作则是用一次次的失败来
后，人们不断地尝试用各种手段制备致密、 客座教授。
铺路，以成功作为新的起点。当你有了一个
无孔洞、无污染的纳米材料。
２０００年，卢柯课题组在实验室里又获 灵感，钻进了实验室里，半年，十个月，一
进入１９８０年代，国际纳米界不断爆出
１９９７年，３２岁的卢柯担纲“快速凝固 这中间有一个心态调整的过程，但是必须
新闻：继德国的葛莱特用原位蒸发冷压成 非平衡合金国家重点实验室”主任。先后 调整到一个好的状态，重新开始。失败其实
型法制备出纳米材料后，俄国的瓦列夫采 三次赴德国马普金属研究所任客座教授， 是科学工作的常态。跳高比赛是以失败而
刊物《Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ｒｅｐｏｔｓ》邀请卢柯撰 “鼻祖”葛莱特教授认为，这项工作是“本 对我的学生说，对自己的思维一定要有极
写关于非晶完全晶化法的专题综述，这意 领域的一次突破，它第一次向人们展示了 强的信心，Ｎｏｔｈｉｎｇ ｉｓ ｉｍｐｏｓｓｉｂｌｅ（没有什么
味着该制备方法在国际纳米材料界得到了 无空隙纳米材料是如何变形的”。
专家们称为是“非晶态金属晶化方面近十 卢柯很少下班。女儿已经１２岁了，到现在，
那时候你怎么做？我问卢柯。
年来的好文章”。１９８９年，卢柯荣获首届 她还是不厌其烦地追问他：“爸爸，你为什
他说，勇敢地承认自己失败了。失败
“中国科学院院长奖学金特别奖”。
么总是加班？…‘你什么时候回家呀？” 了，就放弃了，再换一个思路接着干。当然，
样能找到问题？卢柯告诉他们，实际上，问 了，我们还有机会，我们要在他的基础上发 学术刊物上发表论文２４０余篇，有关论文
纳米金属材料研究获重大突破
Ｅ ２ ６ ］ 陈丙璇 ， 宋婧 ， 钟建华 ．易切削 黄铜耐磨 耐腐蚀 性能 的研
究ｌ ＿ Ｊ ｊ ． 铸造 ， ２ ０ ０ ６ ， ３ ５ （ ５ ） ： ５ １ ６—５ １ ８ ． Ｅ ２ ７ ］ 韩 和兵 ．Ｃ ｕ—Ｚｎ —Ｂ ｉ —Ｍｎ—ＲＥ无铅易切 削黄铜组织 性
的铜 杆线 制作 工 艺 是 先把 铜 水 铸 造 成 锭 ， 再加 热 轧制 成铜 杆线 ， 而 如今这 个连铸 连 轧 的生产 线 ， 则 不需 进行 二次 加热 ， 就 直接轧 制成 材 ， 与 目前 国内 相 同 的进 口生产 线 相 比， 能耗直降 １ （ ） ％ 以上 ．全 自动化 的操作 流程 ， 生 产线 上每班 只需 ２ １ 名 工 人 就 可完成 操作 ， 设 备使 用清 洁能 源一 天然 气 ， 废 水 通过 冷却塔 的特别装 置可循 环使 用 ．
美陆 军将 研 发 世界 最 大战 车 用铝合 金 整体 车体
据 中国 国 防科技 信 息 网报道 ， 美 铝 公 司 与美 国 陆军研 究实验 室将 联合 开发 世界 最大 的地 面 战 车用铝合金整体车体 ， 以替代 目前使用 的组合 车 体， 进一步提高车体 的强度和耐久性 ． 采用整体铝 合金车体 ， 不仅安全性 能提高 ， 还 能实现车体 减 重， 缩短装 配 时 问 ， 降 低 战 车制 造 及 使 用 成本 ． 美 铝公 司将 采用 该公 司 的 ５万 ｔ 锻压 机 生产 尺寸 达 ６・ １ ７ ・ １ ｍ 的整 体 车 体 样 件 ， 来 验 证 其 性 能 优 势． 美铝公 司的 ５万 ｔ 压机 是 美 国 国 防非 常 重 要 的战略 资产 ， 同样 吨位 的重 型 闭模 锻压 设 备 美 国 只有 两 台 ． 采用 锻 压 成 形 的整 体 车 体 具 有 如下 优 势： 一是 能消 除 焊缝 ， 显 著 提 高 车体 抗 弹性 能 ； 二 是 采用更 能 吸 收爆 炸 能 量 的新 型 铝 合 金 ， 将 进 一 步 提高 车辆 的抗 损 伤 能 力 ； 三 是 由于 锻 压 成形 相 对 容易 ， 可 以根 据抗 弹性 能 和 减重 需 求 确 定 车体 厚度 ； 四是整 体 车体 结 构 将 会 降低 战 车整 个 生命 周 期 的成 本 ， 包括通 过减 重提 高 战车燃 油效 率 ， 降 低 装配 复杂性 ， 缩 短装 配时 间 ． （ 摘 自《 中国铝业 网》 ）
金属材料表面纳米化研究与进展
表面技术第53卷第4期金属材料表面纳米化研究与进展杨庆，徐文文，周伟，刘璐华，赖朝彬*（江西理工大学 材料冶金化学学部，江西 赣州 341000）摘要：大多数金属材料的失效都是从其表面开始的，进而影响整个材料的整体性能。
研究表明，在金属材料表面制备纳米晶，实现表面纳米化，可以提升材料的表面性能，延长其使用寿命。
金属材料表面纳米化是指利用反复剧烈塑性变形让表层粗晶粒逐步得到细化，材料中形成晶粒沿厚度方向呈梯度变化的纳米结构层，分别为表面无织构纳米晶层、亚微米细晶层、粗晶变形层和基体层，这种独特的梯度纳米结构对金属材料表面性能的大幅度提升效果显著。
根据国内外表面纳米化的研究成果，首先对表面涂层或沉积、表面自纳米化以及混合纳米化3种金属表面纳米化方法进行了简要概述，阐述了各自优缺点，总结了表面自纳米化技术的优势，在此基础上重点分析了位错和孪晶在金属材料表面自纳米化过程中所起的关键作用，提出了金属材料表面自纳米化机制与材料结构、层错能大小有着密不可分的联系，对金属材料表面自纳米化机制的研究现状进行了归纳；阐明了表面纳米化技术在金属材料性能提升上的巨大优势，主要包括对硬度、强度、腐蚀、耐磨、疲劳等性能的改善。
最后总结了现有表面强化工艺需要克服的关键技术，对未来的研究工作进行了展望，并提出将表面纳米化技术与电镀、气相沉积、粘涂、喷涂、化学热处理等现有的一些表面处理技术相结合，取代高成本的制造技术，制备出价格低廉、性能更加优异的复相表层。
关键词：金属材料；表面纳米化；梯度纳米结构；纳米化机理；表面性能中图分类号：TG178 文献标志码：A 文章编号：1001-3660(2024)04-0020-14DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2024.04.002Research and Progress on Surface Nanocrystallizationof Metallic MaterialsYANG Qing, XU Wenwen, ZHOU Wei, LIU Luhua, LAI Chaobin*(Department of Materials Metallurgy and Chemistry, Jiangxi University ofTechnology, Jiangxi Ganzhou 341000, China)ABSTRACT: It is well known that the failure of most metallic materials starts from their surfaces, which in turn affects the overall performance of the whole material. Numerous studies have shown that the preparation of nanocrystals on the surface of metallic materials, i.e., surface nanosizing, can enhance the surface properties of materials and extend their service life. Surface nanosizing of metallic materials makes use of repeated violent plastic deformation to make the surface coarse grains gradually收稿日期：2023-02-23；修订日期：2023-06-29Received：2023-02-23；Revised：2023-06-29基金项目：国家自然科学基金项目（52174316，51974139）；国家重点研发计划项目（2022YFC2905200，2022YFC2905205）；江西省自然科学基金项目（20212ACB204008）Fund：National Natural Science Foundation of China(52174316, 51974139); National Key Research and Development Program of China (2022YFC2905200, 2022YFC2905205); Natural Science Foundation of Jiangxi Province (20212ACB204008)引文格式：杨庆, 徐文文, 周伟, 等. 金属材料表面纳米化研究与进展[J]. 表面技术, 2024, 53(4): 20-33.YANG Qing, XU Wenwen, ZHOU Wei, et al. Research and Progress on Surface Nanocrystallization of Metallic Materials[J]. Surface Technology, 2024, 53(4): 20-33.*通信作者（Corresponding author）第53卷第4期杨庆，等：金属材料表面纳米化研究与进展·21·refine to the nanometer level, forming nanostructured layers with gradient changes of grains along the thickness direction, including surface non-woven nanocrystalline layer, submicron fine crystal layer, coarse crystal deformation layer and matrix layer, and this unique gradient nanostructure is effective for the significant improvement of surface properties of metallic materials. The process technology and related applications of nanocrystalline layers on the surface of metallic materials in China and abroad are introduced, and the research progress of high-performance gradient nanostructured materials is discussed.Starting from the classification of the preparation process of gradient nanostructured materials and combining with the research results of surface nanosizing in China and abroad, a brief overview of three methods of metal surface nanosizing, namely, surface coating or deposition, surface self-nanosizing and hybrid nanosizing, was given, the advantages and disadvantages of each were discussed and the advantages of surface self-nanosizing technology were summarized. On the basis of this, the key role of dislocations and twins in the process of surface self-nanitrification of metallic materials was analyzed, and the mechanism of surface self-nanitrification of metallic materials was inextricably linked to the material structure and the size of layer dislocation energy, and the current research status of the mechanism of surface self-nanitrification of metallic materials was summarized. Finally, the key technologies required to be overcome in the existing surface strengthening process were summarized, and future research work was prospected. It was proposed to combine surface nanosizing technology with some existing surface treatment technologies such as electroplating, vapor deposition, tack coating, spraying, chemical heat treatment, etc., to replace the high-cost manufacturing technologies and prepare inexpensive complex-phase surface layers with more excellent performance.Techniques for the preparation of gradient nanostructured materials include surface coating or deposition, surface self-nanosizing, and hybrid surface nanosizing. Surface coating or deposition technology has the advantages of precise control of grain size and chemical composition, and relatively mature process optimization, etc. However, because the coating or deposition technology adds a cover layer on the material surface, the overall size of the material increases slightly, and there is a certain boundary between the coating and the material, and there will be defects in the specific input of production applications.In addition, the thickness of the gradient layer prepared by this technology is related to the deposition rate, which takes several hours to prepare a sample. The surface self-nanitrification technique, which generates intense plastic deformation on the surface of metal materials, has the advantages of simple operation, low cost and wide application, low investment in equipment and easy realization of unique advantages. The nanocrystalline layer prepared on the surface of metal materials with the surface self-nanitrification technique has a dense structure and no chemical composition difference from the substrate, and no surface defects such as pitting and pores, but the thickness of the gradient layers and nanolayers prepared by this technique as well as the surface quality of the material vary greatly depending on the process. Hybrid surface nanosizing is a combination of the first two techniques, in which a nanocrystalline layer is firstly prepared on the surface of a metallic material by surface nanosizing technology, and then a compound with a different composition from the base layer is formed on its surface by means of chemical treatment.To realize the modern industrial application of this new surface strengthening technology, it is still necessary to clarify the strengthening mechanism and formation kinetics of surface nanosizing technology as well as the effect of process parameters, microstructure, structure and properties on the nanosizing behavior of the material. For different nanosizing technologies, the precise numerical models for nanosizing technologies need to be established and improved, and the surface self-nanosizing equipment suitable for industrial scale production needs to be developed. In the future, surface nanosizing technology will be combined with some existing surface treatment technologies (e.g. electroplating, vapor deposition, adhesion coating, spraying, chemical heat treatment, etc.) to prepare a complex phase surface layer with more excellent performance, which is expected to achieve a greater comprehensive performance improvement of the surface layer of metal materials.KEY WORDS: metal material; surface nanocrystallization; gradient nanostructures; nanocrystallization mechanism; surface properties金属材料在基建工程、航空航天中扮演着重要角色，随着当今科学技术的高速发展，传统金属材料的局限性日趋明显，开发一种综合性能优异的金属材料迫在眉睫。
赴中科院金属研究所生产实习报告
赴中科院金属研究所生产实习报告目录第1章生产实习概况 (1)1.1 生产实习计划 (1)1.2 中科院金属研究所 (1)1.2.1 金属研究所简介 (1)1.2.2 金属研究所机构设置 (4)1.2.3 金属研究所机构设置 (5)1.2.4 金属研究所科研动态 (6)第2章生产实习内容与成果 (7)2.1 材料分析检测技术简述 (7)2.2 力学性能检测 (8)2.2.1 材料力学性能 (8)2.2.2 强度与塑性——拉伸试验 (9)2.2.3 硬度检测 (14)2.2.4 冲击韧性 (16)2.2.5 疲劳与断裂 (17)2.3 化学分析 (20)2.3.1 经典化学分析和仪器分析简述 (20)2.3.2 光谱分析方法概述 (21)2.3.3 原子发射光谱分析 (22)2.3.4 原子吸收光谱分析 (27)2.3.5 X—射线荧光分析 (29)2.4 材料微区结构分析 (31)2.4.1 电子显微分析的物理基础——德布罗意波 (31)2.4.2 电子显微分析 (32)2.4.3电子能谱分析方法 (37)2.4.4 衍射分析方法 (39)第3章实习体会与感想 (40)参考文献 (40)III赴中科院金属研究所生产实习报告王贤迪*材料物理071班第1章生产实习概况1.1 生产实习计划材料物理专业本科生生产实习在本科学习期间的第二次面向全班的实习活动。
为了更好的巩固所学知识，并能在实践生产中有更多的体会和领悟，系里决定在大三暑假期间安排了本科生去中科院金属研究所，引导学生走向社会。
实习预想目标：⑴．了解中科院金属研究所科研体系和前沿科技的发展动态；⑵．了解材料的化学分析、力学分析、表面分析、电子探针、疲劳与断裂和电镜等检验手段的基本过程。
实习时间：2010年7月19日至7月22日，每天上午9:00——11:00。
实习地点：中科院金属研究所指导老师：刘永利、张艳辉（材料物理与化学研究所）实习安排：在金属所力学实验室、化学实验室、表面分析实验室、电子探针实验室、电镜实验室、疲劳与断裂实验室参观实习。
卢柯院士课题组发现梯度纳米金属的高强塑性
卢柯院士课题组发现梯度纳米金属的高强塑性
谌立新
【期刊名称】《功能材料信息》
【年(卷),期】2011(008)002
【摘要】据报道，中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家（联合）实验室卢柯研究组在提高纳米金属的塑性和韧性方面取得重要突破，研究组发现，梯度纳米（GNG）金属铜既具有极高的屈服强度又具有很高的拉伸塑性变形能力。
【总页数】1页(P43-43)
【作者】谌立新
【作者单位】不详
【正文语种】中文
【中图分类】TB383
【相关文献】
1.梯度纳米金属兼具高强度高塑性 [J],
2.纳米材料世界的领跑者——记中国科学院院士卢柯 [J], 梁辑
3.卢柯院士当选美国工程院外籍院士 [J], 科学网; 《吉林日报》; 中国工程院
4.让中国的纳米技术扬名世界——小记中国科学院院士卢柯 [J], 梁辑
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金属材料行业现状和未来趋势
金属材料行业现状和未来趋势金属材料是工业生产中不可或缺的重要材料，在诸多领域具有广泛应用。
本文将从行业现状和未来趋势两方面展开回答，详细介绍金属材料行业的发展状况以及未来的发展方向。
一、行业发展状况金属材料行业是制造业的重要组成部分，对于国民经济的发展具有举足轻重的作用。
随着中国制造2025计划的实施，金属材料行业得到极大的发展机遇。
当前，我国金属材料行业总体规模较大，产品质量和技术水平逐渐提升。
钢铁、有色金属、合金等金属材料制品出口量居世界前列，国内市场需求也在不断增长。
二、技术创新提升随着科技的不断进步，金属材料行业的技术创新日益重要。
新材料的研发与应用是行业发展的核心。
目前，我国金属材料行业正大力推动绿色环保、高效利用资源的技术创新。
通过开展科研合作，推动新材料的原材料开发和工艺改进，金属材料行业的技术水平和附加值不断提高。
三、智能制造的兴起智能制造的兴起对金属材料行业产生了重要影响。
随着人工智能、大数据等技术的广泛应用，金属材料行业的生产效率得到显著提升。
智能制造技术能够实现金属材料行业的数字化和自动化生产，降低人力成本，提高产品质量和生产效率。
四、节能环保的重要性随着全球环境问题的愈加突出，节能环保成为金属材料行业发展的重要方向。
新一轮环保政策的出台，使得金属材料行业的生产工艺和生产设备得到了改进，推动了行业的绿色转型。
未来，金属材料行业将继续深化节能减排，提高资源利用效率，推动环境友好型制造。
五、智能化应用的扩展随着智能城市建设的不断深入和智能化设备的普及，金属材料行业将积极拥抱智能化应用，实现产品智能化。
通过物联网技术的运用，金属材料制品得以实现远程监测和控制，提高产品的可靠性和使用寿命。
六、产业链的转型升级金属材料行业的发展不仅涉及生产环节，还涉及包括原材料供应、制造、配套服务等在内的全产业链。
为适应市场需求和科技进步带来的变革，金属材料行业需要进行转型升级，形成更加高效的产业链。
获“中国诺贝尔奖”的副省长是什么来头？
《有了博士学位还不够》一书里有这样一句话：“成为一个领域的专家，并有激动人心的研究计划，乃是做一个科学家的重要标志。
”多年来，中国科学院金属研究所研究员、辽宁省人民政府副省长卢柯都会把这本书送给每一个毕业生，与之共勉。
9月6日，2020未来科学大奖在北京揭晓，该奖项有“中国诺贝尔奖”的美誉，卢柯摘得三项大奖之一的“物质科学奖”，奖金达100万美元。
曾是最年轻院士卢柯出生于1965年5月，是河南汲县人。
16岁时，卢柯考入华东工学院机械制造工艺系金属材料及热处理专业，其高考分数比录取分数线高出60多分，但英语只有30多分。
在全系120多人中，其入学成绩倒数第二。
由于志愿是其父母帮着填报的，此时的他对材料学毫无概念和兴趣。
待到卢柯真正对所学专业产生浓厚兴趣，已经到了做毕业设计的时候。
于是他选择了考研继续深造。
为了补上和同学的差距，他十分刻苦，最终以全系最高分的成绩考入了中科院金属研究所。
读研期间卢柯又用“把书翻烂”的精神劲儿自学了许多实验所需的物理学知识。
直到研究生毕业，卢柯才把纳米材料作为自己的真正兴趣点。
但他觉得时间已经晚了。
“去找兴趣，越早找到越好。
”卢柯曾建议本科生，“有时候，改变你兴趣的，不是一个学科，而是一个人。
你跟了一个导师，这辈子就可能‘捂’进去这个领域了，能‘捂’进去是好事儿。
”1988年，金属研究所原本计划送他去科研条件更好的日本读博，但他却拒绝了，决定留在所里。
如今，他说：“我已经有足够底气宣布，在纳米金属制备上我们这儿是世界上最好的。
”1990年，他前往德国马普金属研究所作访问学者。
在德国攻读博士后时，他从头学习了热力学，并发表了论文。
后来学生惊讶于其对热力学的掌握时，他说：“你缺什么，就要去补什么。
”之后，卢柯的学术之路就仿佛“开挂”一般：30岁当上博导，32岁担任国家重点实验室主任。
36岁时，卢柯出任中科院金属研究所所长，并在2年后当选为《有了博士学位还不够》一书里有这样一句话：“成为一个领域的专家，并有激动人心的研究计划，乃是做一个科学家的重要标志。
316L不锈钢表面纳米化后疲劳性能初步探讨
贵州大学硕士学位论文图１－６表而纳米化的三种基本方式Ｆｉｇ，ｌ・６Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｉｌｌｕｓｔｒａｔｉｏｎｏｆｔｈｒｅｅｔｙｐｅｓｏｆｓｕｒｆａｃｅｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉ－ｚａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓ：（ａ）Ｓｕｒｆａｃｅｃｏａｔｉｎｇ０１＂ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；（ｂ）Ｓｕｒｆａｃｅｓｅｌｆ－ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ；（ｃ）Ｈｙｂｒｉｄｓｕｒｆａｃｅｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ．钢铁材料的屈服强度随着表面纳米化处理时间的延长而增加，见图ｌ一９所示。
当达到一定的时间后，屈服强度趋于一个稳定值。
这是由于处理一定时间后，表面层的晶粒细化到临界值，不再随着表面纳米化处理时间的延长而进一步细化，所以材料的屈服强度也不再增加。
（２）表面粗糙度在实际生产应用中，材料（零件）表面粗糙度对摩擦过程中磨损机理和抗疲劳强度等有着重要的影响。
表面粗糙度是在较短的距离内（２～８００∥ｍ）出现的凹凸不平（０．０３～４００∥ｍ），它是摩擦学研究中最重要的一类表面特征。
在超音速微粒轰击过程中，由于微粒与样品之间的高速撞击而产生大量的凹坑，造成材料表面粗糙度的改变。
因此，有必要对轰击前后的材料表面粗糙度的变化进行分析研究。
从参考文献中Ｉｚｑ，我们发现轰击后材料的表面粗糙度与普通切削加工的表面粗糙度不同，从而影响到材料的使用性能。
普通切削加工表面存在犁沟，容易造成滑动密封性能降低或润滑剂流失；而超音速微粒轰击的金属表面被高速微粒撞击，出现宏观上均匀分布的大量类球型微坑结构，微坑直径小于轰击微粒直径（轰击微粒直径在５０ｕｒａ以下），轰击面的理想外形应是大量球坑的包络面，但实际上轰击微粒撞击到样品的表面时，凹坑周边材料被挤压隆起，凹坑不再是理想的半球形，同时，由于轰击微粒是类球形，使得样品实际外形比理想情况复杂的多，如１－１０所示。
因此对普通切削加工表面进行表面纳米化处理，可以消除前加工残留的痕迹，使外表美观，同时这些凹坑具有良好的储油性，能够降低相互摩擦零件间（摩擦副）的摩擦系数，改善滑动密封面的磨损，从而提高零件的耐磨性能。
卢柯 Revealing the Maximum Strength in Nanotwinned Copper
29.F.F.Balakirev et al.,Phys.Rev.Lett.102,017004(2009).30.F.Rullier-Albenque et al.,Phys.Rev.Lett.99,027003(2007).31.T.Senthil,Phys.Rev.B78,035103(2008).32.A.Kanigel et al.,Nat.Phys.2,447(2006).33.J.W.Loram,K.A.Mirza,J.R.Cooper,J.L.Tallon,J.Phys.Chem.Solids59,2091(1998).34.T.Yoshida et al.,J.Phys.Condens.Matter19,125209(2007).35.J.Zaanen,Nature430,512(2004).36.J.W.Loram,J.Luo,J.R.Cooper,W.Y.Liang,J.L.Tallon,J.Phys.Chem.Solids62,59(2001).37.C.Panagopoulos et al.,Phys.Rev.B67,220502(2003).38.H.J.A.Molegraaf,C.Presura,D.van der Marel,P.H.Kes,M.Li,Science295,2239(2002).39.S.Chakraborty,D.Galanakis,P.Phillips,/abs/0807.2854(2008).40.P.Phillips,C.Chamon,Phys.Rev.Lett.95,107002(2005).41.We acknowledge technical and scientific assistance fromS.L.Kearns,J.Levallois,and N.Mangkorntang andcollaborative support from H.H.Wen.This work wassupported by Engineering and Physical Sciences ResearchCouncil(UK),the Royal Society,Laboratoire National desChamps Magnétiques Pulsés,the French AgenceNationale de la Recherche IceNET,and EuroMagNET.Supporting Online Material/cgi/content/full/1165015/DC1Materials and MethodsFigs.S1and S2References22August2008;accepted21November2008Published online11December2008;10.1126/science.1165015Include this information when citing this paper.Revealing the Maximum Strengthin Nanotwinned CopperL.Lu,1*X.Chen,1X.Huang,2K.Lu1The strength of polycrystalline materials increases with decreasing grain size.Below a critical size,smaller grains might lead to softening,as suggested by atomistic simulations.The strongest size should arise at a transition in deformation mechanism from lattice dislocation activities to grain boundary–related processes.We investigated the maximum strength of nanotwinned copper samples with different twin thicknesses.We found that the strength increases with decreasing twin thickness,reaching a maximum at 15nanometers,followed by a softening at smaller values that is accompanied by enhanced strain hardening and tensile ductility.The strongest twin thickness originates from a transition in the yielding mechanism from the slip transfer across twin boundaries to the activity of preexisting easy dislocation sources.T he strength of polycrystalline materials increases with decreasing grain size,asdescribed by the well-known Hall-Petch relation(1,2).The strengthening originates from the fact that grain boundaries block the lattice dislocation motion,thereby making plastic defor-mation more difficult at smaller grain sizes.How-ever,below a certain critical size,the dominating deformation mechanism may change from lattice dislocation activities to other mechanisms such as grain boundary–related processes,and softening behavior(rather than strengthening)is expected (3,4).Such a softening phenomenon has been demonstrated by atomistic simulations,and a crit-ical grain size of maximum strength has been predicted(5–7).In pure metals,an impediment to determining the grain size that yields the highest strength is the practical difficulty of obtaining sta-ble nanostructures with extremely small structural domains(on the order of several nanometers).The driving force for growth of nanosized grains in pure metals,originating from the high excess en-ergy of numerous grain boundaries,becomes so large that grain growth may take place easily even at ambient temperature or below.Coherent twin boundaries(TBs),which aredefined in a face-centered cubic structure as the(111)mirror planes at which the normal stackingsequence of(111)planes is reversed,are known tobe as effective as conventional grain boundariesin strengthening materials.Strengthening has beenobtained in Cu when high densities of nanometer-thick twins are introduced into submicrometer-sized grains(8–10).In addition,coherent TBs aremuch more stable against migration(a fundamen-tal process of coarsening)than conventional grainboundaries,as the excess energy of coherent TBs isone order of magnitude lower than that of grainboundaries.Hence,nanotwinned structures areenergetically more stable than nanograined coun-terparts with the same chemical composition.Thestable nanotwinned structure may provide samplesfor exploring the softening behavior with very smalldomain sizes.Here,we prepared nanotwinned pureCu(nt-Cu)samples with average twin thicknessranging from a few nanometers to about100nm.High-purity(99.995%)Cu foil samples com-posed of nanoscale twin lamellae embedded insubmicrometer-sized grains were synthesized bymeans of pulsed electrodeposition.By increasingthe deposition rate to10nm/s,we succeeded inrefining the mean twin thickness(i.e.,the meanspacing between adjacent TBs,hereafter referredto as l)from a range of15to100nm down to arange of4to10nm(see supporting online ma-terial).The as-deposited Cu foils have an in-planedimension of20mm by10mm and a thicknessof30m m with a uniform microstructure.Shownin Fig.1,A to C,are transmission electron mi-croscopy(TEM)plane-view images of three as-deposited samples with l values of96nm,15nm,and4nm,respectively.The TEM images indicatethat some grains are irregular in shape,but low-magnification scanning electronic microscopyimages,both cross section and plane view,showthat the grains are roughly equiaxed in three di-mensions.Grain size measurements showed asimilar distribution and a similar average diam-eter of about400to600nm for all nt-Cu samples.Twins were formed in all grains(see the electrondiffraction pattern in Fig.1D),and observationsof twins in a large number of individual grainsrevealed no obvious change in the twin densityfrom grain to grain.Note that in all samples,theedge-on twins that formed in different grains arealigned randomly around the foil normal(growth)direction(8,11),in agreement with a strong[110]texture determined by x-ray diffraction(XRD).Foreach sample,twin thicknesses were measured froma large number of grains,which were detected fromnumerous TEM and high-resolution TEM(HRTEM)images,to generate a distribution.Figure1E illus-trates the492measurements for the sample withthe finest twins;the majority yielded spacings be-tween twins smaller than10nm,with a mean of4nm.For simplicity,each nt-Cu sample is iden-tified by its mean twin thickness;for example,thesample with l=4nm is referred to as nt-4.Figure2shows the uniaxial tensile true stress–true strain curves for nt-Cu samples of various lvalues.Also included are two stress-strain curvesobtained from a coarse-grained Cu(cg-Cu)andan ultrafine-grained Cu(ufg-Cu)that has a sim-ilar grain size to that of nt-Cu samples but is freeof twins within grains.Two distinct features areobserved with respect to the l dependence of themechanical behavior of nt-Cu.The first is the oc-currence of the l giving the highest strength.Allstress-strain curves of nt-Cu samples in Fig.2,Aand B,are above that of the ufg-Cu,indicating astrengthening by introducing twins into the sub-micrometer grains.However,such a strengthen-ing does not show a linear relationship with l.Forl>15nm(Fig.2A),the stress-strain curves shiftupward with decreasing l,similar to the strength-ening behavior reported previously in the nt-Cu(9,11)and nanocrystalline Cu(nc-Cu)(12–15)samples(Fig.3A).However,with further de-1Shenyang National Laboratory for Materials Science,Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016,P.R.China.2Center for Fundamental Research:Metal Structures in Four Dimensions,Materials Research Department, RisøNational Laboratory for Sustainable Energy,Technical Uni-versity of Denmark,DK-4000Roskilde,Denmark.*To whom correspondence should be addressed.E-mail: llu@ o n J a n u a r y 3 0 , 2 0 0 9 w w w . s c i e n c e m a g . o r g D o w n l o a d e d f r o mcreases of l down to extreme dimensions (i.e.,less than 10nm),the stress-strain curves shift down-ward (Fig.2B).As plotted in Fig.3A,the mea-sured yield strength s y (at 0.2%offset)shows a maximum value of 900MPa at l ≈15nm.The second feature is a substantial increase in tensile ductility and strain hardening when l <15nm.As seen in Fig.2,the tensile elongation of the nt-Cu samples increases monotonically with decreasing l .When l <15nm,the uniform ten-sile elongation exceeds that of the ufg-Cu sample,reaching a maximum value of 30%at the finest twin thickness.Strain-hardening coefficient (n )values were determined for each sample by fitting the uniform plastic deformation region to s =K 1+K 2e n ,where K 1represents the initial yield stress and K 2is the strengthening coefficient (i.e.,the strength increment due to strain hardening at strain e =1)(16,17).The n values determined for all the nt-Cu samples increase monotonically with de-creasing l (Fig.3B),similar to the trend of uniform elongation versus l .When l <15nm,n exceeds the value for cg-Cu (0.35)(16,17)and finally reaches a maximum of 0.66at l =4nm.The twin refinement –induced increase in n is opposite to the general observation in ultrafine-grained and nanocrystalline materials,where n continuously decreases with decreasing grain size (Fig.3B).The strength of the nt-Cu samples has been considered to be controlled predominantly by the nanoscale twins via the mechanism of slip trans-fer across the TBs (10,18),and it increases with decreasing l in a Hall-Petch –type relationship (9)similar to that of grain boundary strength-ening in nanocrystalline metals (12).Our re-sults show that such a relationship breaks down when l <15nm,although other structural pa-rameters such as grain size and texture are un-changed.The grain sizes of the nt-Cu samples are in the submicrometer regime,which is too large for grain boundary sliding to occur at room temperature,as expected for nanocrystalline ma-terials with grain sizes below 20nm (3).There-fore,the observed softening cannot be explained by the initiation of grain boundary –mediated mechanisms such as grain boundary sliding and grain rotation,as proposed by molecular dynam-ics (MD)simulations for nanocrystalline mate-rials (3).To explore the origin of the twin thickness giv-ing the highest strength,we carried out detailed structural characterization of the as-deposited sam-ples.HRTEM observations showed that in each sample TBs are coherent S 3interfaces associated with the presence of Shockley partial dislocations (as steps),as indicated in Fig.1D.These partial dislocations have their Burgers vector parallel to the twin plane and are an intrinsic structural fea-ture of twin growth during electrodeposition.The distribution of the preexisting partial dislocations is inhomogeneous,but their density per unit area of TBs is found to be rather constant among sam-ples with different twin densities.This suggests that the deposition parameters and the twin re-finement have a negligible effect on the nature ofTBs.Therefore,as a consequence of decreasing l ,the density of such TB-associated partial dislocations per unit volume increases.We also noticed that grain boundaries in the nt-Cu samples with l ≤15nm are characterized by straight segments (facets)that areoftenTrue strain (%)T r u e s t r e s s (M P a )True strain (%)Fig.2.Uniaxial tensile true stress –true strain curves for nt-Cu samples tested at a strain rate of 6×10−3s −1.(A )Curves for samples with mean twin thickness varying from 15to 96nm;(B )curves for samples with mean twin thickness varying from 4to 15nm.For comparison,curves for a twin-free ufg-Cu with a mean grain size of 500nm and for a cg-Cu with a mean grain size of 10m m areincluded.C200 nmA BbbDFig.1.TEM images of as-deposited Cu samples with 15nm.(C )l =4nm.(D )The same sample as (C)but at higher resolution,with a corresponding electron diffraction pattern (upper right inset)and a HRTEM image of the outlined area showing the presence of Shockley partials at the TB (lower right inset).(E )Distribution of the lamellar twin thicknesses determined from TEM and HRTEM images for l =4nm.REPORTSo n J a n u a r y 30, 2009w w w .s c i e n c e m a g .o r g D o w n l o a d e d f r o massociated with dislocation arrays (19),whereas in samples with coarser twins,grain boundaries are smoothly curved,similar to conventional grain boundaries.The microstrain measured by XRD was a negligible 0.01%for samples with l ≥15nm,but increased gradually from 0.038%to 0.057%when l decreased from 10to 4nm,which also indicates a gradual increase in the de-fect density.Recent experimental studies and MD simula-tions (3,20,21)have shown that an increase in the density of preexisting dislocations in nano-scale materials will cause softening.In the nt-Cu samples studied,both the dislocation arrays asso-ciated with the grain boundaries and the steps associated with the preexisting partial dislocations along TBs could be potential dislocation sources,which are expected to affect the initiation of plas-tic deformation (22)and to provide the disloca-tions required for the dislocation-TB interactions that cause work hardening.The preexisting par-tial dislocations can act as readily mobile dislo-cations,and their motion may contribute to the plastic yielding when an external stress is applied to the sample.The plastic strains induced by the motion of preexisting partial dislocations can be estimated as e =r 0b s d/M (where r 0is the initial dislocation density,b s is the Burgers vector of Shockley partial dislocation,d is the grain size,and M is the Taylor factor).Calculations showed that for the samples with l >15nm,the preexist-ing dislocations induce a negligibly small plastic strain (<0.05%).However,for the nt-4specimen,a remarkable amount of plastic strain,as high as 0.1to 0.2%,can be induced just by the motions of high-density preexisting dislocations at TBs (roughly 1014m −2),which could control the mac-roscopic yielding of the sample.The above anal-ysis suggests that for extremely small values of l ,a transition in the yielding mechanism can result in an unusual softening phenomenon in which the preexisting easy dislocation sources at TBs andgrain boundaries dominate the plastic deforma-tion instead of the slip transfer across TBs.Shockley partial dislocations are always in-volved in growth of twins during crystal growth,thermal annealing,or plastic deformation.Shock-ley partials might be left at TBs when the twin growth is interrupted.Therefore,the presence of Shockley partials at some TBs is a natural phe-nomenon.Although these preexisting dislocations may have a small effect on the mechanical be-havior of the samples with thick twins,the effect will be much more pronounced in the samples with nanoscale twins and/or with high preexist-ing TB dislocation densities such as those seen in deformation twins (23).To understand the extraordinary strain hard-ening,we analyzed the deformation structures of the tensile-deformed samples.In samples with coarse twins,tangles and networks of perfect dis-locations were observed within the lattice between the TBs (Fig.4A),and the dislocation density was estimated to be on the order of 1014to 1015m −2.In contrast,high densities of stacking faults and Shockley partials associated with the TBs were found to characterize the deformed structure of the nt-4sample (Fig.4,B and C),indicating the interactions between dislocations and TBs.Recent MD simulations (18,24,25)showed that when an extended dislocation (two Shockley partials connected by a stacking fault ribbon)is forced by an external stress into a coherent TB,it recom-bines or constricts into a perfect dislocation con-figuration at the coherent TB and then slips through the boundary by splitting into three Shockley par-tials.Two of them glide in the slip plane of the adjacent twin lamella,constituting a new extended dislocation,whereas the third one,a twinning par-tial,glides along the TB and forms a step.It is expected that with increasing strain,such an in-teraction process will generate a high density of partial dislocations (steps)along TBs and stack-ing faults that align with the slip planes in the twin lamellae,which may (or may not)connect to the TBs.Such a configuration of defects was observed,as shown in Fig.4C.The density of partial dislocations in the deformed nt-4sampleFig.3.Variation of (A )yield strength and (B )strain hardening coef-ficient n as a function of mean twin thickness for the nt-Cu samples.For comparison,the yield strength and n values fornc-Cu [▲(12),◀(13),▶(14),and ◆(15)],ufg-Cu[▾(9)],andcg-Cu samples reported in the literature are included.A maximum in the yieldstress is seen for thent-Cu with l =15nm,but this has not beenobserved for the nc-Cu,even when the grain size is as small as 10nm.0.00.20.40.60.8nor d (nm)0200400600800σy (M P a )λ or d (nm)020406080100120110100100010000λ2 nmTTB200 nmA CFig.4.(A )A typical bright TEM image of the deformed nt-96sample showing the tangling of lattice dislocations.(B )An HRTEM image of the nt-4sample tensile-deformed to a plastic strain of 30%,showing a high density of stacking faults (SF)at the TB.(C )The arrangement of Shockley partials and stacking faults at TBs within the lamellae in the nt-4sample.Triangles,Shockley partial dislocations associated with stacking faults;⊥,partials with their Burgers vector parallel to the TB plane.REPORTSo n J a n u a r y 30, 2009w w w .s c i e n c e m a g .o r g D o w n l o a d e d f r o mwas estimated to be 5×1016m −2on the basis of the spacing between the neighboring partials and l .This is two orders of magnitude higher than that of the preexisting dislocations and the lattice dislocations stored in the coarse twins.Such a finding suggests that decreasing the twin thick-ness facilitates the dislocation-TB interactions and affords more room for storage of dislocations,which sustain more pronounced strain hardening in the nt-Cu (26,27).These observations suggest that the strain-hardening behavior of nt-Cu samples is governed by two competing processes:dislocation-dislocation interaction hardening in coarse twins,and dislocation-TB interaction hardening in fine twins.With a refining of l ,the contribution from the latter mech-anism increases and eventually dominates the strain hardening,as revealed by the continuous increase of n values (Fig.3B).However,the former hard-ening mechanism usually leads to an inverse trend,diminishing with size refinement (17).Twins are not uncommon in nature,and they appear in various metals and alloys with different crystallographic structures.Extremely thin twin lamellae structures can possibly be achieved under proper conditions during crystal growth,plastic deformation,phase transformations,or thermal annealing of deformed structures.Our finding of the twin thickness giving maximum strength il-lustrates that the scale-dependent nature of plastic deformation of nanometer-scale materials is not necessarily related to grain boundary –mediated processes.This finding also provides insight into the development of advanced nanostructured materials.References and Notes1.E.O.Hall,Proc.Phys.Soc.London Ser.B 64,747(1951).2.N.J.Petch,J.Iron Steel Inst.174,25(1953).3.J.Schiøtz,K.W.Jacobsen,Science 301,1357(2003).4.S.Yip,Nature 391,532(1998).5.M.A.Meyers,A.Mishra,D.J.Benson,Prog.Mater.Sci.51,427(2006).6.P.G.Sanders,J.A.Eastman,J.R.Weertman,Acta Mater.45,4019(1997).7.C.C.Koch,K.M.Youssef,R.O.Scattergood,K.L.Murty,Adv.Eng.Mater.7,787(2005).8.L.Lu et al .,Acta Mater.53,2169(2005).9.Y.F.Shen,L.Lu,Q.H.Lu,Z.H.Jin,K.Lu,Scr.Mater.52,989(2005).10.X.Zhang et al .,Acta Mater.52,995(2004).11.L.Lu,Y.Shen,X.Chen,L.Qian,K.Lu,Science 304,422(2004);published online 18March 2004(10.1126/science.1092905).12.J.Chen,L.Lu,K.Lu,Scr.Mater.54,1913(2006).13.S.Cheng et al .,Acta Mater.53,1521(2005).14.Y.Champion et al .,Science 300,310(2003).15.Y.M.Wang et al .,Scr.Mater.48,1851(2003).16.A.Misra,X.Zhang,D.Hammon,R.G.Hoagland,Acta Mater.53,221(2005).17.M.A.Meyers,K.K.Chawla,in Mechanical Behavior of Materials ,M.Horton,Ed.(Prentice Hall,Upper Saddle River,NJ,1999),pp.112–135.18.Z.H.Jin et al .,Scr.Mater.54,1163(2006).19.X.H.Chen,L.Lu,K.Lu,J.Appl.Phys.102,083708(2007).20.X.Huang,N.Hansen,N.Tsuji,Science 312,249(2006).21.Z.W.Shan,R.K.Mishra,S.A.Syed Asif,O.L.Warren,A.M.Minor,Nat.Mater.7,115(2008).22.K.Konopka,J.Mizera,J.W.Wyrzykowski,J.Mater.Process.Technol.99,255(2000).23.Y.S.Li,N.R.Tao,K.Lu,Acta Mater.56,230(2008).24.S.I.Rao,P.M.Hazzledine,Philos.Mag.A 80,2011(2000).25.Z.H.Jin et al .,Acta Mater.56,1126(2008).26.M.Dao,L.Lu,Y.Shen,S.Suresh,Acta Mater.54,5421(2006).27.T.Zhu,J.Li,A.Samanta,H.G.Kim,S.Suresh,Proc.Natl.Acad.Sci.U.S.A.104,3031(2007).28.Supported by National Natural Science Foundation ofChina grants 50431010,50621091,50725103,and 50890171,Ministry of Science and Technology of China grant 2005CB623604,and the Danish National Research Foundation through the Center for FundamentalResearch:Metal Structures in Four Dimensions (X.H.).We thank N.Hansen,Z.Jin,W.Pantleon,and B.Ralph for stimulating discussions,X.Si and H.Ma for sample preparation,S.Zheng for TEM observations,and Y.Shen for conducting some of the tensile tests.Supporting Online Material/cgi/content/full/323/5914/607/DC1Materials and Methods Table S1References24October 2008;accepted 30December 200810.1126/science.1167641Control of Graphene ’s Properties by Reversible Hydrogenation:Evidence for GraphaneD.C.Elias,1*R.R.Nair,1*T.M.G.Mohiuddin,1S.V.Morozov,2P.Blake,3M.P.Halsall,1A.C.Ferrari,4D.W.Boukhvalov,5M.I.Katsnelson,5A.K.Geim,1,3K.S.Novoselov 1†Although graphite is known as one of the most chemically inert materials,we have found that graphene,a single atomic plane of graphite,can react with atomic hydrogen,which transforms this highly conductive zero-overlap semimetal into an insulator.Transmission electron microscopy reveals that the obtained graphene derivative (graphane)is crystalline and retains the hexagonal lattice,but its period becomes markedly shorter than that of graphene.The reaction with hydrogen is reversible,so that the original metallic state,the lattice spacing,and even the quantum Hall effect can be restored by annealing.Our work illustrates the concept of graphene as a robust atomic-scale scaffold on the basis of which new two-dimensional crystals with designed electronic and other properties can be created by attaching other atoms and molecules.Graphene,a flat monolayer of carbon atoms tightly packed into a honeycomb lattice,continues to attract immense interest,most-ly because of its unusual electronic properties and effects that arise from its truly atomic thick-ness (1).Chemical modification of graphene has been less explored,even though research on car-bon nanotubes suggests that graphene can be al-tered chemically without breaking its resilient C-C bonds.For example,graphene oxide is graphene densely covered with hydroxyl and other groups (2–6).Unfortunately,graphene oxide is strongly disordered,poorly conductive,and difficult to reduce to the original state (6).However,one can imagine atoms or molecules being attached to the atomic scaffold in a strictly periodic manner,which should result in a different electronic struc-ture and,essentially,a different crystalline mate-rial.Particularly elegant is the idea of attaching atomic hydrogen to each site of the graphene lattice to create graphane (7),which changes the hybridization of carbon atoms from sp 2into sp 3,thus removing the conducting p -bands and open-ing an energy gap (7,8).Previously,absorption of hydrogen on gra-phitic surfaces was investigated mostly in con-junction with hydrogen storage,with the research focused on physisorbed molecular hydrogen (9–11).More recently,atomic hydrogen chem-isorbed on carbon nanotubes has been studied theoretically (12)as well as by a variety of exper-imental techniques including infrared (13),ultra-violet (14,15),and x-ray (16)spectroscopy and scanning tunneling microscopy (17).We report the reversible hydrogenation of single-layer graphene and observed dramatic changes in its transport properties and in its electronic and atomic struc-ture,as evidenced by Raman spectroscopy and transmission electron microscopy (TEM).Graphene crystals were prepared by use of micromechanical cleavage (18)of graphite on top of an oxidized Si substrate (300nm SiO 2)and then identified by their optical contrast (1,18)and distinctive Raman signatures (19).Three types of samples were used:large (>20m m)crystals for Raman studies,the standard Hall bar de-vices 1m m in width (18),and free-standing mem-branes (20,21)for TEM.For details of sample fabrication,we refer to earlier work (18,20,21).1School of Physics and Astronomy,University of Manchester,M139PL,Manchester,UK.2Institute for Microelectronics Tech-nology,142432Chernogolovka,Russia.3Manchester Centre for Mesoscience and Nanotechnology,University of Manches-ter,M139PL,Manchester,UK.4Department of Engineering,Cambridge University,9JJ Thomson Avenue,Cambridge CB3OFA,UK.5Institute for Molecules and Materials,Radboud University Nijmegen,6525ED Nijmegen,Netherlands.*These authors contributed equally to this work.†To whom correspondence should be addressed.E-mail:Kostya@REPORTSo n J a n u a r y 30, 2009w w w .s c i e n c e m a g .o r g D o w n l o a d e d f r o m。
南京理工大学部分杰出校友一览
南京理工大学杰出校友一览卢展工，中共河南省委书记，我校杰出校友。
卢柯，37岁当选中国科学院院士。
中科院金属研究所所长，金属纳米材料领域著名专家。
潘德炉，中国工程院院士，我国海洋水色遥感的开创者和奠基人。
王兴治，我国反坦克导弹事业的主要奠基者和开拓者之一。
谢大雄，中兴通讯高级副总裁，中国CDMA技术的开创者，深圳市首届市长奖获得者。
蒋定之，中国银监会副主席，获我校经济管理学院硕士学位。
陈肇雄，湖南省人民政府副省长。
何泽华，国家烟草专卖局副局长，获我校工商管理硕士（MBA）学位。
杨卫泽，中共江苏省委常委、中共无锡市委书记，获我校经济管理学院硕士学位。
罗一民，中共南通市委书记，获我校经济管理学院硕士学位。
阎立，苏州市人民政府市长，获我校经济管理学院博士学位。
张国清，中共第十七届中央候补委员、中国兵器工业集团公司总经理，我校经济管理学院工业外贸双学位毕业。
何晓东，中国北方工业公司副总裁，北方国际合作股份有限公司董事长，我校经济管理学院本科毕业、工业外贸双学位毕业。
赵鲁川，中国南方汽车工业副总裁，获我校经济管理学院硕士学位。
王廷伟，中国兵器装备集团公司投资部主任，长安汽车股份有限公司董事，我校经济管理学院本科毕业。
崔向群，国家天文台副台长、南京天光所所长。
刘志岩，中国兵器装备集团公司审计部主任，长安汽车股份有限公司监事会主席，我校经济管理学院本科毕业。
李小平，江苏省地税局局长，获我校经济管理学院硕士学位。
王正喜，江苏省财政厅副厅长，获我校经济管理学院硕士学位。
赵长林，江苏省审计厅副厅长，获我校经济管理学院硕士学位。
陆正芳，江苏省质量技术监督局副局长，获我校经济管理学院硕士学位。
王翔，张家港市委副书记、市长。
范晓光，成都军区副司令员。
任新民，“两弹一星”元勋、中科院院士。
王少俊，中国银行湖北省分行行长，获我校经济管理学院硕士学位。
朱献国，南京新城市商业置业有限公司总裁，获我校经济管理学院硕士学位。
魏世振，江苏洋河集团、双沟集团董事长，获我校经济管理学院博士学位。
表面机械处理制备金属涂层的研究进展_陈可
第３ ４卷 第５期 Ｖ ｏ ｌ ． ３ ４ Ｎ ｏ ． ５
材 料 科 学 与 工 程 学 报 Ｊ ｏ ｕ ｒ ｎ ａ ｌ ｏ ｆ Ｍ ａ ｔ ｅ ｒ ｉ ａ ｌ ｓ Ｓ ｃ ｉ ｅ ｎ ｃ ｅ ＆Ｅ ｎ ｉ ｎ ｅ ｅ ｒ ｉ ｎ ｇ ｇ
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卢柯 电镀纳米孪晶铜
卢柯电镀纳米孪晶铜近年来，纳米材料在科学研究和工业应用中发挥着重要作用。
其中，卢柯电镀纳米孪晶铜作为一种新型纳米材料，引起了广泛关注。
本文将从材料特性、制备工艺、应用前景等方面对卢柯电镀纳米孪晶铜进行介绍。
卢柯电镀纳米孪晶铜具有独特的材料特性。
纳米孪晶铜是由纳米晶和孪晶两种微观结构组成的金属材料。
纳米晶是指晶粒尺寸在纳米级别的晶体结构，具有优异的力学性能和导电性能。
孪晶是指晶体中存在两个不同方向晶面的结构，具有较高的强度和韧性。
卢柯电镀纳米孪晶铜综合了纳米晶和孪晶的优点，具有优异的力学性能、导电性能和耐腐蚀性能。
卢柯电镀纳米孪晶铜的制备工艺十分关键。
制备卢柯电镀纳米孪晶铜的关键是选择合适的电镀条件和控制电镀过程中的温度、电流密度等参数。
传统的电镀工艺无法获得纳米孪晶结构，因此需要结合纳米晶和孪晶的形成机制，采用新的电镀工艺。
卢柯电镀纳米孪晶铜的制备工艺相对复杂，需要精确控制各个参数，以获得理想的纳米孪晶结构。
卢柯电镀纳米孪晶铜具有广泛的应用前景。
首先，在材料领域，卢柯电镀纳米孪晶铜可以应用于高强度、高导电和耐腐蚀的材料制备。
例如，在航空航天、汽车制造、电子设备等领域，可以使用卢柯电镀纳米孪晶铜制备轻量化、高强度的结构材料。
其次，在电子器件领域，卢柯电镀纳米孪晶铜可以应用于高性能电子器件的制备。
例如，在集成电路、传感器、导线等领域，可以利用卢柯电镀纳米孪晶铜的优异导电性能和力学性能，提高电子器件的性能和可靠性。
此外，卢柯电镀纳米孪晶铜还可以应用于生物医疗领域，用于制备生物传感器、人工关节等医疗器械，具有广阔的市场前景。
卢柯电镀纳米孪晶铜作为一种新型纳米材料，具有独特的材料特性，制备工艺复杂，应用前景广泛。
随着科学技术的不断发展，卢柯电镀纳米孪晶铜在材料科学、电子器件和生物医疗等领域的应用将会得到进一步拓展和深入研究。
相信未来，卢柯电镀纳米孪晶铜将为人类社会的发展做出重要贡献。
短篇杂谈：那些我国本土培养的顶级科学家
短篇杂谈：那些我国本土培养的顶级科学家短篇本土科学无国界，但科学家有。
当年，钱学森回国之路，崎岖坎坷，受制于人。
现在，美国竟要驱逐3000名中国留学生。
但是，如今的我们已经强大，自己同样可以培养出世界级的科学家。
一、袁隆平（杂交水稻）袁老就不用多说了，全世界膜拜。
“世界杂交水稻之父”、中国工程院院士、“共和国勋章”获得者。
西南农学院（现西南大学）毕业。
二、屠呦呦（中西药学）诺贝尔医学奖获得者、共和国勋章获得者。
毕业于北京医学院（今北京大学医学部）。
多年从事中药和中西药结合研究，创制新型抗疟药青蒿素和双氢青蒿素。
三、王坚（新兴交叉领域）中国工程院院士，阿里巴巴集团首席技术官。
毕业于杭州大学。
四、卢柯（纳米金属材料专家）中国科学院院士、德国科学院外籍院士、美国国家科学院外籍院士、美国《科学》杂志的首位中国评审编辑，现任辽宁省副省长。
本科在华东工学院、硕士和博士在中国科学院金属研究所。
16岁上大学，30岁当博导，38岁成为中科院院士。
五、曹雪涛（免疫学）中国工程院院士、少将、美国国家医学科学院外籍院士、美国人文与科学院院士、德国科学院外籍院士、法国医学科学院外籍院士、英国医学科学院外籍院士。
毕业于第二军医大学。
六、丁奎岭（有机化学）中国科学院院士，上海交通大学常务副校长。
本科和硕士在郑州大学，博士在南京大学。
七、彭金辉（微波冶金）中国工程院院士、十九届中央候补委员、海南省委常委。
毕业于昆明工学院。
八、刘颂豪（激光学）中科院院士、美国光学学会高级会员。
毕业于广东文理学院（华南师范大学前身）。
冷翰出品谢谢关注！！。
大自然创造的神奇材料
大自然创造的神奇材料作者：成琳岚来源：《大自然探索》2020年第11期美丽的雀尾螳螂虾拥有斑斓的色彩、圆圆的眼睛，细弱的双腿好似水中浮动的杂草。
这种虾看起来一点儿攻击性也没有，但在它那看似普通的甲壳下，却潜藏着一种非凡的武器——附肢。
一旦螳螂虾受惊，它那棒槌状的附肢便会以比一级方程式赛车更大的加速度向前推进，其产生的巨大力量可以击碎水族馆的玻璃缸！这可是螳螂虾的一种非凡的能力！尤其是，螳螂虾的这些具有致命力量的附肢，其组织成分并没什么特别，和人类的骨骼或牙齿中的物质成分差不多。
在大自然中，这样的神奇动物还不止螳螂虾一种。
许许多多的动植物都已能够仅仅利用简单的自然原料（如矿物质、蛋白质和糖类等），在没有任何人类工业机械的帮助下，创造出足以与人类设计制造的任一复杂产品相媲美的结构。
对于自然界如此神奇的能力，人类一直都很想模仿。
经过科学家多年的潜心研究，这些大自然工程材料结构的奥秘才逐渐被人们所揭示。
直到最近，我们才可以复制并利用这些结构中的组分在纳米级上的排列方式。
随着人类的制造技术及原材料的改进，科学家开始寻求超越自然——借鉴从自然中获取的秘诀，去重新设计一种新型材料——超级金属。
金属，其显著特点是其非同一般的强度与韧性。
不妨用粉笔和奶酪来比喻这两个特性。
粉笔比奶酪坚硬，能够抵抗载荷而不会弯曲，但粉笔韧性差，易碎且容易折断;奶酪较粉笔硬度差很远，但非常柔韧，在断裂前先变形。
金属材料虽然强度与韧性兼有，但金属有个弱点：任何试图提高金属自然强度的尝试，都会降低金属的韧性。
数千年来，人类一直没有停止使用金属这种材料，但科学家们也一直想要改变金属的弱点。
如果钢材在不降低其韧性的情况下有了更高的强度，其使用效率便会提高。
这意味着不管是飞机、无人机还是汽车，都可以减轻重量。
这不仅可以节省成本，还可节省燃料，并能减少会导致地球变暖的二氧化碳排放量。
新的改良金属还可以用于减轻置换的髋关节、仿生手、机器人和管道等结构的重量，也能增强钢筋混凝土的强度和航天器外涂层的强度（以避免航天器因受撞击而损毁）。
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原因主要体现在几方面。首先，由于金属的断裂韧性较其他材料高得多，因此金属材料往往被用作对可靠性和持久性要求最高的关键部件上。
其次，金属在各个方向上的性能一致，拉伸和压缩强度基本相同。金属的失效强度通常可以预测，这对于预测工程结构的断裂极为重要。“相反，目前人们难以准确预测复合材料和陶瓷的断裂强度，而这些材料的失效，经常是灾难性的瞬时断裂，可能导致严重的经济损失或人员伤亡。因此，许多先进技术仍依赖于高性能金属材料。”卢柯说。
在工程领域，上世纪50年代的工程材料以金属材料为主，但由于其比强度及比刚度较低，金属材料在当今工程结构材料中所占的份额日益减少。在把重量作为主要考虑因素的应用领域，例如航空及运动器材等，金属逐步被其他轻质高强材料所替代。
在这种趋势下，未来金属材料是否会被其他材料完全取代？金属材料的优缺点是什么？金属材料发展的出路在哪里？哪些领域将对金属材料有需求？
金属的腐蚀是金属材料的另一大问题，通过表面涂覆一层耐蚀材料或形成保护性钝化膜可实现防腐，也可通过改变表层的化学成分提高金属耐腐蚀性能，但这种方法往往需要在高温下进行，从而导致金属基体性能的恶化。
表面机械研磨处理可细化表面晶粒至纳米量级，可使处理温度显著降低。此外，金属在高温下强度降低也是其一大弱点。高温合金的使用温度较高（镍基合金可达1150摄氏度），可在航空涡轮发动机等高温环境下使用。研究人员正在研发以Mo和Nb等难熔金属为基的高温合金以进一步提高使用温度。
在4月16日出版的美国《科学》杂志上，中国科学院院士、中科院金属研究所所长卢柯的特邀文章《金属材料的未来》给出了上述问题的答案，并就金属材料的特性及其未来应用的发展趋势进行了展望。
比强度及比刚度较低，是金属材料在未来需要改进的一个重要方向。长期以来，金属材料界一直致力于提高金属材料的强度。通常，强化金属的途径是通过控制生成内部缺陷和界面来阻碍位错运动，如固溶强化、弥散强化、细晶强化等，但这些强化方式往往会降低材料的塑性和韧性，也可能导致其他性能如导电性和抗腐蚀性能的降低。
应《科学》杂志邀请，中国科学院院士卢柯发表文章展望—— 金属材料的未来
作者：潘希 文章来源：科学时报 更新时间：2010-04-20 15:41:25
材料是人类赖以生存和发展的物质基础。上世纪70年代，人们把信息、材料、能源作为社会文明的支柱。随着高技术的兴起，又把新材料与信息技术、生物技术并列作为新技术革命的重要标志。如今，材料已成为国民经济建设、国防建设和人民生活的重要组成部分。
在增加金属材料强度方面，细化晶粒虽能强化金属又不损失其韧性，但是当晶粒尺寸细化到亚微米时，强度的增加往往伴随着塑性和韧性的降低。
卢柯认为，近期有研究发现在低合金钢中利用多级各向异性纳米结构可以同时实现高强度和高韧性，这为同时提高金属材料的强度和韧性开辟了一个新途径。此外，具有多级复合结构的纳米孪晶金属也表现出卓越的综合力学性能，例如纳米孪晶铜的强度是粗晶铜的10倍并具有很高的塑性，而其导电率与高导铜相当，抵抗电迁移的能力极高，该材料在微电子行业有巨大的应用前景。
此外，大多数金属的导电性均高于陶瓷和高分子，铜和铝仍是电力传输的最佳材料。同ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ，金属还具有其他材料所不易具备的优异磁学性能。金属在从低温至几百摄氏度的温度范围内均具有良好的综合力学性能，这些温度正是大多数的化工、能源、发动机等工业机械工作的温度区间。大多数的金属都可回收利用，这对大量应用的材料来说十分重要。
卢柯指出，现代工业技术发展不仅依赖于金属的这些优异性能，而且还急需开发性能更高的金属材料。提高金属的强度而不损失其他性能，对提高金属材料的竞争力尤为重要。
“多尺度多级结构组装可能是优化金属材料综合性能的一个途径。金属材料可以与其他材料结构进行复合——通过独特的多级组装等方式将金属与其他材料组装，可以得到最佳的强度韧性配合。各类不同材料通过这种方式取长补短，能够实现综合性能的提升。”卢柯说。