针对镁合金的微弧氧化膜，对微缺陷的形成及其影响因素、微缺陷对微弧氧化膜性能及应用的影响、微缺陷的识别技术、后处理手段进行了总结与分析。最后，提出了镁合金微弧氧化膜及其他金属防护层中微缺陷问题的未来研究方向和思路。
综述了核电结构材料腐蚀疲劳裂纹扩展的研究现状及环境、力学、材料等因素的影响规律，讨论了高温高压水环境中考虑环境效应的疲劳裂纹扩展模型，提出了当前核电结构材料高温高压水腐蚀疲劳裂纹扩展机制及模型研究面临的主要问题及未来可能的研究方向。
层状双金属氢氧化物 (LDHs) 作为一种重要的无机纳米容器型材料，具有离子交换性、结构可调控、热稳定性良好等优势，近年来已发展成为防腐蚀涂层领域的研究热点。本文系统总结了近年来该领域的相关研究成果，阐述了LDHs材料的防腐蚀机理和影响LDHs防腐蚀性能的因素，总结了几类主流LDHs防腐蚀涂层的研究进展，分析了其在应用过程中存在的问题并提出具有可行性的解决途径。同时，重点对LDHs防腐蚀涂层在多功能化和复合化方面的相关进展进行了总结和展望。
如何提高镍铝青铜的综合性能，尤其是在更苛刻海水环境条件下的耐腐蚀性能，成为亟待解决的问题。本文针对镍铝青铜合金的腐蚀特点、影响因素、提高耐蚀性的方法等进行了系统讨论，分析了存在的问题，提出了相应的解决途径，并对其未来的研究发展方向进行了展望。
综述了Cl-与SO42-对奥氏体不锈钢腐蚀影响的国内外研究进展。介绍了奥氏体不锈钢的腐蚀机理，阐述了Cl-与SO42-对不锈钢腐蚀影响的原因，总结了不同研究者对SO42-具有抑制不锈钢在含Cl-溶液中腐蚀的原因，分析了不同研究者的结论存在差异的原因，并对今后的研究方向提出相应的建议。
采用吸水率测试EIS、附着力测试SEM、FT-IR等方法，对比研究常压-静态环境 (0.1 MPa-0 m/s)、流体流动环境 (0.1 MPa-4 m/s)、高静水压力环境 (10 MPa-0 m/s) 和压力-流速耦合环境 (10 MPa-4 m/s) 下环氧玻璃鳞片涂层的失效行为和机制。实验结果表明，耦合环境下，填料与涂层基体间的界面结合被显著削弱，涂层的物理结构发生严重破环，腐蚀介质在涂层中加速扩散，并在涂层缺陷和涂层/金属界面处大量聚集，导致涂层吸水率大幅上升，力学性能显著下降，附着力迅速丧失，发生大面积鼓泡，快速失效。
结合杂环化合物和季铵盐表面活性剂用作缓蚀剂和杀菌剂的结构特点，合成了含噻二唑杂环的季铵盐表面活性剂 (MTOTB)，并采用1HNMR、ESI-MS和FT-IR对其结构进行表征。采用表面张力法研究其表面活性，采用电化学测试和表面分析的方法研究其在含硫酸盐还原菌 (SRB) 的模拟海水中对碳钢的缓蚀性能。结果表明，MTOTB在模拟海水中的临界胶束浓度为0.11 mmol/L。MTOTB浓度为0.2 mmol/L时，对在含SRB菌的模拟海水中浸泡21 d的碳钢的缓蚀率可达95.81%。SEM/EDS与XPS结果表明，MTOTB可以有效地吸附在碳钢表面，抑制碳钢的微生物腐蚀。
研究了不同外加电位下X70钢母材及其焊缝在含Cl-的高pH溶液中电化学噪声行为，并针对电化学噪声数据进行统计分析，得到表征点蚀萌生和发展的特征图谱。结果表明，电化学噪声技术可以有效监测X70钢的腐蚀过程，电流噪声幅值大小一定程度上反映了局部腐蚀萌生和发展过程。当X70钢处于阳极极化时，电化学噪声的能量密度谱 (EDP) 由低阶区向高阶区迁移，点蚀由亚稳态发展为稳态。当电位位于活化-钝化转变区时，EDP处于亚稳态点蚀区。外加电位为稳定钝化区时，母材的EDP处于点蚀诱导期，耐点蚀性能较好；而焊缝能量较高，EDP表明已经形成少量稳态点蚀。相同条件下，X70钢母材相对于焊缝的EN波动幅度较小，能量密度较小，表明焊缝的钝化膜自我修复能力较差，容易发生腐蚀。焊缝具有更高的能量密度，点蚀发展较快。
采用静态腐蚀法研究了Mo在500 ℃ LiF-LiCl-LiBr-Li熔盐中的腐蚀行为。利用XRD，FE-SEM，EDS表征了Mo在腐蚀前后的物相组成，微观形貌和元素分布。结果表明，Mo具有较好抗LiF-LiCl-LiBr熔盐腐蚀性能；且受未除净杂质的影响，主要生成MoO2和MoS2。金属Li会优先与Mo晶界富集的O反应，导致Mo晶粒剥落，明显加速其腐蚀；腐蚀产物中MoO2消失，出现Li2CO3。
研究了稀土耐热镁合金Mg-Gd-Zn-Zr在高温环境下的氧化行为，将Mg-14Gd-2.3Zn-Zr合金在200、300和440 ℃三组温度下进行恒温氧化实验，实验周期分别为20 h和50 min。采用X射线衍射仪、扫描电镜、扫描电镜能谱分析对镁合金表面氧化膜的微观形貌以及物相组成进行分析。研究结果显示，镁合金经高温氧化后，氧化膜的主要物相组成为MgO，且随着氧化温度的升高，合金表层Gd的含量逐渐增加。在440 ℃时，氧化膜内层中较为连续致密的Gd2O3薄膜阻止了合金中Mg2+的进一步消耗，从而提高了镁合金的抗氧化性能。
使用双辊法制备了高能态、高自由体积含量的Zr55Cu30Al10Ni5非晶合金，研究了结构稳定性对非晶合金在3.5% (质量分数) NaCl溶液中电化学性能的影响。结果表明，退火试样较铸态试样自由体积减小，动电位极化实验中均出现点蚀。在653 K (低于Tg) 真空退火30 min的试样电化学腐蚀后表面点蚀坑尺寸和数量减少。在693和723 K (介于Tg和Tx之间) 退火的试样腐蚀后点蚀坑尺寸变小，数量增加，非晶中形成的纳米晶使点蚀敏感性增加，基体中自由体积减小阻碍点蚀坑进一步传播。研究表明，双辊法制备的高能态的、自由体积含量多的非晶合金铸带易被腐蚀，在结晶温度以下退火，可以减少其自由体积含量，有利于其腐蚀性能的提高。
通过热分解方法，以柠檬酸为碳源制备出无氮碳纳米颗粒 (CNPs)；以柠檬酸为碳源、尿素为氮源制备出氮掺杂碳纳米颗粒 (N-CNPs)。采用原子力显微镜、红外光谱和Raman光谱表征碳纳米颗粒的结构，利用失重实验、电化学测试、激光共聚焦扫描显微镜观察等研究碳纳米颗粒在1 mol/L HCl溶液中对Q235钢缓蚀性能。结果表明：两种碳纳米颗粒均属于混合型缓蚀剂，50 mg/L CNPs的缓蚀效率为37.6%；而N-CNPs的缓蚀效率明显提高，达到90.96%。
以十二硫醇作为疏水剂，采用化学刻蚀和高温氧化在铜基体上构造超疏水表面，以提高铜基体的耐蚀性。结果表明，当化学刻蚀8 min、高温氧化6 h、十二硫醇修饰15 min，基体表面形成了具有足够粗糙度并可以捕获大量空气的网状层叠结构，此时基体表面疏水性最好，水的接触角为165.50°。动电位极化曲线表明，超疏水表面的腐蚀速率明显降低，腐蚀电流密度由7.43×10-5下降至4.31×10-6 A·cm-2。电化学阻抗谱表明，超疏水表面的电荷转移电阻明显高于铜基体，说明其具耐蚀性相较于铜基体也得到了提高。与当前制备超疏水表面的方法相比，本方法具有廉价、简单、环保的特点。
采用电化学方法结合表面分析技术，研究了液滴下粗糙度和划痕深度对304不锈钢腐蚀行为的影响。研究表明，粗糙度和划痕深度的增加可以显著增加点蚀发生的概率，并缩短点蚀的诱发时间。点蚀孔呈浅盘状，点蚀孔的尺寸随粗糙度和划痕深度的增加而增大。根据二项分布检验，在低粗糙度或无划痕的情况下，点蚀孔倾向于随机分布，而在高粗糙度、划痕较深的情况下，点蚀孔倾向于出现在液滴边缘附近的划痕处。对点蚀区域的元素分布测试可见，点蚀的发生与液滴挥发、Cl-浓度升高、导致Fe和Ni的氧化物等钝化膜的重要组成部分破坏有关。
利用电化学预充氢和慢应变速率拉伸实验研究了不同应变速率 (10-4、10-5和10-6 s-1) 条件下DP780钢的氢脆敏感性。结果表明，随应变速率降低，材料的氢脆敏感性增强，但其变化幅度与初始预充氢状态有关。当预充氢电流密度较小时，充氢量少且钢中无初始氢致裂纹，随应变速率降低，更多氢原子可扩散至试样心部应力集中处，导致断口心部脆性区域宽度增加，氢脆敏感性增强。但当预充氢电流密度较大 (≥30 mA/cm2) 且充氢量大于8.5 mg/L时，钢中产生的初始氢致裂纹会影响氢原子向心部扩散与聚集，同时其本身可捕获H原子产生氢脆，使材料氢脆敏感性随应变速率增加幅度减小。
为了提高医用可降解Mg-2Y-1Zn合金耐腐蚀性能，添加了不同含量的Zr (0，0.2%，0.4%和0.6%，质量分数)，并通过XRD、OM、SEM、EDS、析氢和电化学实验等方法研究了Zr含量对合金显微组织和腐蚀行为的影响。结果表明：Mg-2Y-1Zn主要由α-Mg与Mg3Y2Zn3相组成，适量Zr (≤0.4%) 的加入没有改变第二相的类型。Zr可以有效细化合金晶粒，优化组织结构，降低腐蚀电流密度，提升合金耐腐蚀性，并使之趋于均匀腐蚀。但当Zr含量达到0.6%时，多余的Zr会析出形成富Zr区，促进电偶腐蚀的发生，使合金耐蚀性有所下降。析氢结果表明，Mg-2Y-1Zn-0.4Zr合金耐腐蚀性最佳。
对P355NL1钢焊接接头进行超声冲击处理，研究超声冲击对腐蚀疲劳性能的影响。利用光学显微镜和扫描电镜对超声冲击前后的表层显微结构以及腐蚀疲劳失效断口进行分析，利用电化学工作站对超声冲击前后试样电化学腐蚀速率进行测定。结果表明，当试样处于6% (质量分数) NaCl腐蚀溶液中时，焊态试样疲劳强度下降12.5%；在6%NaCl腐蚀液和水介质中，冲击态试样相较于焊态试样疲劳强度分别提高了75%和53%，S-N曲线斜率分别改变75.4%和60.4%。经超声冲击处理后试样表层产生明显的塑性变形层，最大变形层深度约350 μm；冲击之后试样的疲劳寿命有很明显提高，疲劳断裂位置也由焊趾处转移到焊缝或者母材区，腐蚀坑数目明显减少。表明超声冲击可以细化晶粒，同时降低应力集中现象，消除有害残余拉应力，引入有益的残余压应力，降低电化学腐蚀速率，提高焊接接头的腐蚀疲劳性能。
利用电化学测试、表面分析及失重分析技术，研究了模拟高铁动态交流干扰下管道钢的腐蚀行为和规律及阴极保护的有效性。结果表明，动态交流干扰下，阴极保护电位向负方向偏移，交流干扰增大管道的阴极保护电流密度；动态交流干扰下，随干扰水平增加，管道钢腐蚀程度增加，点蚀坑明显加深。阴极保护明显减缓交流干扰试样的腐蚀程度，腐蚀速率降为不施加阴极保护试样的一半；本实验条件下，-1.0 V阴极保护电位可充分保护低于水平100 A/m2的动态交流干扰腐蚀。
通过溶胶-凝胶法制备了正硅酸乙酯 (TEOS) 和异丁基三乙氧基硅烷 (IBTS) 复合乳液，并在混凝土表面构建TEOS/IBTS复合涂层，然后放置于海洋潮汐区开展生物污损试验。结果表明，TEOS/IBTS复合乳液使得混凝土表面具有长期的疏水效果，海洋微生物不易在其表面粘附，可有效抑制微生物膜的形成。高通量测序表明，涂覆TEOS/IBTS复合涂层降低了混凝土表面微生物的物种丰富度和群落多样性，特别是易导致混凝土腐蚀的脱硫细菌门 (Desulfobacterota) 和厚壁菌门 (Firmicutes) 的丰度水平明显减少，细菌群落结构得到改善。微观测试结果显示，TEOS/IBTS复合涂层改善了混凝土表面的微观结构，降低了混凝土的生物污损程度。
通过动电位极化以及SEM分析对316L不锈钢在不同温度油田污水中的腐蚀行为进行了研究，同时利用点缺陷模型 (PDM) 解释了不锈钢的点蚀行为。结果表明，随着温度的升高，点蚀敏感性增加，点蚀电位降低。通过PDM分析了点蚀电位与电势扫描速率平方根在不同温度下的实验结果。PDM结合竞争性吸附理论和在钝化膜/溶液界面处阳离子空位生成机理成功地解释了本文的结果。
采用电化学工作站、SEM、XRD等技术研究了A572Gr.65钢在pH4~10之间的土壤模拟液中的腐蚀行为，探讨了酸性和碱性溶液对A572Gr.65钢耐蚀性能的影响。结果表明：随着pH增大，A572Gr.65钢的极化电阻随之增加，且自腐蚀电位正移，自腐蚀电流密度减小，在碱性溶液中A572Gr.65钢表现出最佳的耐蚀性能。当溶液为酸性时，腐蚀产物主要为γ-FeOOH。高浓度的H+会促进感抗弧的产生，使A572Gr.65钢表面的钝化膜遭到破坏，并且H+在反应过程中会生成氢气，造成腐蚀产物的疏松，在此过程中阴极的析氢反应为整个过程的限制性环节；当pH为中性或碱性时，OH-会促进γ-FeOOH向更加致密的Fe3O4和α-FeOOH转化，致密的腐蚀产物会阻碍侵蚀性离子和溶解氧的扩散，从而保护基体。此时金属表面腐蚀活性点的形成以及阳极的溶解速度为整个过程的限制性环节。
在氧化石墨烯纳米片 (GO) 改性的基础上，于非盐酸介质中采用原位共聚法合成了聚苯胺纳米纤维/改性氧化石墨烯复合材料 (PANI-F/CTGO)，将其作为防腐增效组分引入到水性环氧聚合物乳液 (WEP) 中构建复合涂料。采用电化学方法和盐雾实验研究了涂料在加速腐蚀条件下对不锈钢的腐蚀防护作用，对腐蚀产物结构进行了分析。复合材料中PANI-F与CTGO的化学键接提高了PANI-F/CTGO在环氧乳液中的分散性和相容性。非盐酸介质条件下制备的PANI纳米纤维没有腐蚀介质盐酸的引入，在涂层中能发挥出更好的耐蚀性；PANI-F/CTGO /WEP涂层具有较高的开路电位 (OCP) 值和阻抗模，耐盐雾时间达到720 h，显示了优异的防腐性能，这主要是PANI-F/CTGO的主动钝化与物理阻隔协同作用的结果。
采用自行改造的海水腐蚀疲劳试验机，研究了3 Hz频率、不同应力比R (0.1、0.3、0.5) 下，海洋工程用结构钢DH36Z35在空气和人造海水中疲劳裂纹扩展动力学行为。结果表明：相同裂纹尖端应力场强度因子幅值ΔK下，空气和海水环境中都显示疲劳裂纹扩展速率随着应力比R的增加而增加的规律，在近门槛值区间1×10-7 mm/cycle≤da/dN≤1×10-6 mm/cycle该现象尤其明显；在疲劳裂纹扩展速率da/dN＞1×10-6 mm/cycle的中速区间，空气中和海水中疲劳裂纹扩展速率出现拐点，高于该拐点海水加速裂纹扩展，低于该拐点海水抑制裂纹扩展，且应力比R越大，拐点对应裂纹扩展速率越高。依据空气和海水中不同应力比和门槛值条件下疲劳裂纹扩展速率实验结果，提出了一种修正的Walker模型，可通过空气中疲劳裂纹扩展速率预测不同应力比下海水环境中疲劳裂纹扩展速率。
采用金相和扫描电镜分析方法，对X65抗酸管线钢中的大尺寸非金属夹杂物及夹杂物诱发的氢致开裂 (HIC) 裂纹进行了研究，并采用极值统计方法对不同体积管线钢中大尺寸非金属夹杂物及其可能诱发的HIC裂纹尺寸进行了预测。结果表明，X65管线钢中大尺寸非金属夹杂物随着预测体积的增加而增大，预测的最大夹杂物尺寸与实际观察结果相吻合；而通过最大夹杂物尺寸预测的HIC裂纹长度与实验检测裂纹长度一致。
