材料基因工程是材料领域的颠覆性前沿技术，将对材料研发模式产生革命性的变革，全面加速材料从设计到工程化应用的进程，大幅度提升新材料的研发效率，缩短研发周期，降低研发成本，促进工程化应用。本文从基础理论与方法、关键技术与装备、新材料研发与工程化应用、人才培养以及材料基因工程新理念的形成和推广等方面，综述了中国材料基因工程的研究进展，并提出了未来发展方向建议。

在42CrMo钢基础成分中配合添加Al-Ti和Al-B元素，通过末端淬火实验和截面硬度实验对比分析3种42CrMo钢淬透性的差异，并通过OM、SEM等手段观察晶粒形貌以及不同部位淬火后显微组织，利用三维原子探针(3DAP)分析元素分布，通过常规力学性能实验检测其常温拉伸和低温冲击性能。结果表明，Al-Ti、Al-B的添加均使42CrMo钢淬透性提高，Al-B钢增加淬透性作用更大，淬火后距淬火端25 mm处的硬度增加6 HRC，直径42、48和56 mm截面的心部硬度分别增加7、10和14 HRC，并且使钢的抗拉强度R_m≥1200 MPa，-40 ℃下冲击吸收功KV₂≥27 J，力学性能满足低温环境下螺栓用钢的使用要求。通过化学相分析实验和TTT曲线测定，表明Al-Ti配合添加，Ti发挥固氮作用形成TiN，使Al固溶于铁素体中，抑制贝氏体产生；Al-B配合添加，一部分Al发挥固氮作用，另外一部分Al与B共同固溶于钢中，抑制珠光体和铁素体的转变，增加实验用钢在较低的冷速下获得马氏体的能力，提高钢的淬透性。通过3DAP实验分析钢中各元素的分布情况，其中Al元素在钢中弥散分布，抑制C的扩散，从而抑制贝氏体的形成，提高钢的淬透性。实验结果表明，Al在钢中添加既可作为固N元素促进B的固溶，也可由其自身固溶于钢中，提高材料的淬透性。

采用超高温激光共聚焦扫描显微镜对15CrMoG钢包晶凝固过程进行了原位动态观察。发现冷却速率为5和15 ℃/min时，δ相以胞状方式析出；而当冷却速率增加至100 ℃/min时，δ相以枝晶方式析出。通过包晶相形核热力学分析表明，初始δ相凝固过程中L/δ界面处浓度梯度的存在增加包晶γ相Gibbs自由能成核势垒。随着冷却速率的增加，穿过L/δ界面浓度梯度变陡，导致包晶相γ形核所需过冷度增加，进而降低了包晶反应温度和提高了包晶反应速率。另外，冷却速率的增加导致包晶转变(δ→γ)模式发生改变，冷却速率为5 ℃/min时，δ→γ转化界面呈现溶质扩散控制的平面形态；冷却速率为15 ℃/min时，δ→γ转化界面呈现溶质扩散控制的胞状形态；而冷却速率为100 ℃/min时，出现界面过程控制的δ→γ块状转变。基于不同包晶转变δ→γ模式体积收缩的差异，讨论了亚包晶钢连铸调控机理。

以不含Cu (0Cu)和含1.4%Cu (1.4Cu)的HSLA钢为研究对象，利用OM、SEM、EBSD等技术手段研究了Cu对HSLA合金钢显微组织的影响，利用APT表征了纳米富Cu团簇的析出特征，并通过拉伸和冲击实验测定了合金钢的力学性能。结果表明，淬火态Cu固溶在基体中，经回火后则以富Cu团簇的形式在基体和界面处析出。Cu对回火态HSLA合金钢的原始奥氏体晶粒尺寸、显微组织及有效晶粒尺寸均无明显影响，但对其强度和冲击功影响较大。1.4Cu钢经过450 ℃回火处理后获得最佳强化效果，其屈服强度比0Cu钢提升了143 MPa，此时1.4Cu钢的室温冲击功仅为24 J，断口以河流花样为主，其断裂方式为准解理脆性断裂；而0Cu钢的室温冲击功高达127 J，其断裂方式为韧窝的韧性断裂。APT实验结果表明，2种回火态合金钢的板条界面处均存在C、Cr、Ni、Mn元素的富集。与0Cu钢相比，1.4Cu钢的板条界面处存在大量富Cu团簇，从而导致较大的应力集中，有利于裂纹的萌生，并且板条界面处析出的富Cu团簇会排斥Mo元素，抑制了Mo元素在板条界处的偏聚，相对降低了板条界面处的结合强度，有利于裂纹沿板条界扩展。此外，富Cu团簇在强化基体的同时，也会降低基体的韧性，加快裂纹在基体内的扩展。因而，1.4Cu钢在获得最佳强化效果时其冲击性能较差。

利用腐蚀失重、SEM、XRD、红外光谱、电化学方法对碳钢在红沿河海洋工业大气环境中的初期腐蚀行为进行研究。结果表明，碳钢在该环境中的初期腐蚀动力学符合线性规律，腐蚀速率呈现波动变化。腐蚀产物的成分在早期阶段主要为γ-FeOOH和α-FeOOH，随后出现了一定含量的Fe₃O₄，γ-FeOOH的含量随着时间呈现减小趋势，而α-FeOOH的变化相反。碳钢腐蚀10 d后的表面主要为点蚀和不规则局部腐蚀形貌，点蚀区的形貌因具体微环境的差异而不同。腐蚀60 d后的材料表面基本覆盖了腐蚀产物，但是锈层厚度不均匀，而且表面有很多巢结构，这种结构不仅容易聚集污染物而且有利于传质过程的进行，减弱了锈层的保护作用。结合电化学测试结果，进一步讨论了腐蚀产物层的保护作用。

以一种极具潜力的先进核能候选氧化物弥散强化(ODS)钢为研究对象，以不控制氧浓度的液态金属Pb-Bi共晶(LBE)为腐蚀介质，研究了静态下高温(600和700 ℃)不同腐蚀时间对ODS钢腐蚀行为的影响及其微观机制。结果表明，600 ℃腐蚀至2000 h，ODS钢表面生成总厚度约为10 μm的典型双层氧化膜，同时在内氧化层下方形成了一层较薄的富Al氧化层。基于致密的尖晶石内氧化层及富Al氧化层的保护作用有效减缓了腐蚀氧化速率，ODS钢显示优异于其它材料的耐LBE腐蚀性能。ODS钢在700 ℃腐蚀所形成的氧化膜结构及厚度与600 ℃明显不同：腐蚀100 h主要形成了厚度约为500 nm的Al₂O₃保护膜，大幅降低了腐蚀速率；腐蚀时间延长至500 h，大部分区域Al₂O₃氧化膜仍然存在，但同时出现的少量“疖状氧化物”破坏了Al₂O₃保护膜的连续性，从而成为了腐蚀的突破口。

对采用3%NaCl溶液腐蚀后的304不锈钢试样，借助符合ASTM G134标准的射流空蚀实验装置进行空蚀实验，测量表征试样的质量损失、表面微观组织、表面三维形貌和显微硬度，分析304不锈钢试样的空蚀特征，探究腐蚀时间和空蚀时间对空蚀效果的影响。结果表明，腐蚀时间为24 h的试样，空蚀120 min后即进入空蚀衰减阶段。在空蚀前期，空蚀坑的尺寸小且深度较浅；空蚀后期，试样表面的塑性变形加重，大尺寸空蚀坑增多，晶界处的微裂纹沿晶界扩展，最终空蚀坑之间相互连接导致试样表面出现晶界剥落现象。试样的表面粗糙度随着空蚀时间延长而增大；未经3%NaCl溶液腐蚀时的表面粗糙度最大。空蚀时间为120 min时，腐蚀时间为120 h的试样，其表面塑性变形较腐蚀时间为24 h的试样加剧，且晶界处出现微裂纹。3%NaCl溶液的腐蚀起到延缓空蚀的作用，但延缓程度随着腐蚀时间的延长而减小。

利用同步辐射实时成像技术原位研究了Cu/Sn-37Pb/Cu微焊点在185 ℃、1×10⁴ A/cm²电流密度条件下液-固电迁移过程中Pb原子的扩散迁移行为及其析出机制。在微焊点加热熔化阶段，Pb原子向阳极定向迁移并聚集形成富Pb相，其厚度随时间的延长而增大；在保温阶段，阳极的富Pb相部分溶解，Pb原子反向扩散至阴极，最终钎料内部形成两相平衡组织；在冷却凝固阶段，Pb原子再次向阳极定向迁移，直至凝固，最终钎料内部形成三相组织：富Pb相、Sn-Pb相和富Sn相。基于加热阶段富Pb相的生长动力学，计算获得Pb原子在185 ℃下的有效电荷数(Z^*)为-3.20，为Pb原子的电迁移方向提供了判断依据。Pb原子在电迁移中的反常迁移行为归因于电迁移通量(J_em)与化学势通量(J_chem)的竞争机制。

以Fe₆₅Pt_10-xRu_xB₂₅ (x=0、2、4，原子分数，%)急冷合金带材为前驱体，在0.1 mol/L H₂SO₄溶液中进行恒电位脱合金化，制备纳米多孔合金，并对合金的相组成和孔结构进行表征，对其甲醇电催化性能进行评价。结果表明，所有急冷合金带材均具有非晶结构，脱合金后可形成由单一fcc结构(Pt, Ru)Fe相组成的纳米多孔合金。当x=0、2时，制备的合金具有均匀双连通纳米多孔结构，平均孔径和韧带尺寸分别为6~7和7~8 nm；x=4时，纳米多孔合金表面有裂纹产生。随x由0增至4，纳米多孔合金在0.5 mol/L H₂SO₄+1.0 mol/L CH₃OH混合溶液中的正扫氧化峰电位依次向负电位方向移动，正扫氧化峰电流密度(j_f)先增加后降低，而正扫、反扫氧化峰电流密度的比值(j_f/j_b)逐渐增加。x=2时，纳米多孔合金的j_f和j_f/j_b分别为0.87 mA/cm²和4.6，分别是x=0时纳米多孔合金的1.7和2.7倍，表明其具有比PtFe合金更高的甲醇电催化活性和抗CO中毒能力。PtRuFe三元纳米多孔合金催化性能的改善源于Pt/Ru双功能机制和加入Ru引起的对CO氧化物种吸附能的减弱。此外，纳米多孔PtRuFe合金还具有铁磁性，便于分离和回收。

采用真空感应熔炼+真空自耗重熔工艺制备铸锭，通过挤压开坯方法制备出了GH4975合金细晶棒材。利用Gleeble 1500热模拟试验机研究了GH4975合金在变形温度为1070~1220 ℃、应变速率为0.001~1 s^-1条件下的热变形行为。结果表明，GH4975合金的应力-应变曲线具有典型的动态再结晶特征，存在应变硬化、流变软化和稳态流变3个阶段。基于GH4975合金挤压棒材的应力-应变曲线，建立了热变形参数本构方程，其热变形激活能(Q)为664587 J/mol；根据动态材料模型，构建了合金挤压棒材的热加工图，结合微观组织分析，确定了合金合适的热加工工艺范围。GH4975合金在1100~1130 ℃温度条件下易发生动态再结晶，其再结晶机制为应变诱导晶界形核。

系统分析了GH4586合金白斑缺陷的组织特征、元素分布及其对室温拉伸性能和硬度的影响，结合热力学计算和感应锭凝固过程仿真模拟，探讨了白斑缺陷的形成机制及其控制方法。结果表明，GH4586合金盘锻件中的白斑缺陷为枝晶白斑，宏观上表现为枝晶花样，微观组织是由MC型碳化物、M₆C型碳化物和大尺寸非共格γ′相组成的第二相团簇。由于枝晶白斑中含有较多的高硬度、易开裂的第二相团簇，使合金的室温抗拉强度和塑性显著降低，对GH4586合金盘锻件的力学性能影响较大。GH4586合金大尺寸真空感应锭凝固过程中会产生较大内应力和形成较多缩孔，直接用做电极进行自耗重熔时，易因缩孔开裂而发生电极掉块，落入熔池后形成白斑缺陷。提升自耗电极的质量和优化真空自耗工艺能有效控制GH4586合金盘锻件中的白斑缺陷。

系统研究了Al含量对铸态和挤压态Mg-2.5Sn-2Ca-xAl (x=2、4、9，质量分数，%)合金微观组织和力学性能的影响。结果表明，随着Al含量的升高，合金的强度有所降低，延伸率增加。Mg-2.5Sn-2Ca-2Al、Mg-2.5Sn-2Ca-4Al和Mg-2.5Sn-2Ca-9Al合金的屈服强度分别约为370、325和290 MPa，延伸率分别约为6.2%、11.0%和12.0%。第四组元Al元素的加入改变了Mg-Sn-Ca合金中纳米尺寸第二相的类型和含量。Mg-2.5Sn-2Ca-2Al和Mg-2.5Sn-2Ca-9Al合金中分别形成高密度的G.P.区和Mg₁₇Al₁₂第二相，Mg-2.5Sn-2Ca-4Al合金中未见明显的纳米相析出。高密度的G.P.区阻碍再结晶晶粒长大的效率较Mg₁₇Al₁₂纳米相更为显著，因此Mg-2.5Sn-2Ca-2Al合金的再结晶晶粒更为细小(约0.5 μm)。同时TEM观察表明，Mg-2.5Sn-2Ca-2Al合金的晶粒内部还存在较高密度的位错，且这些位错一般与G.P.区伴生，因而合金内部还保留有较高密度的亚晶片层组织(片层厚度0.2~1.0 μm)。大量G.P.区以及残余位错的存在会成为新产生位错运动的障碍，这些均会对Mg-2.5Sn-2Ca-2Al合金高的屈服强度做出贡献，但同时也会损伤合金材料的塑性。在Mg-2.5Sn-2Ca-9Al合金中，由于高含量Al元素的存在以及Mg₁₇Al₁₂纳米相阻碍位错运动能力相对较弱，导致残余位错密度更低，所以Mg-2.5Sn-2Ca-9Al合金表现出了更大的晶粒尺寸、较低的屈服强度以及更高的塑性。

针对靶材背板扩散焊Co/Al/Cu三明治结构，采用有限元法研究了Al中间层和Ni(V)过渡层对其焊接残余应力的影响。结果表明，Al中间层的存在，不仅能使扩散焊过程更容易进行，降低扩散焊温度，同时也能缓解焊接残余应力，使靶材背板扩散焊组件最大残余应力从142 MPa降低到126 MPa，最大残余应力的位置也从靶材外边缘和背板的界面处变为靠近靶材中心和Co/Al界面处，并且存在厚度为7 mm的最优中间层。Ni(V)过渡层的存在虽然能够抑制Co/Al和Cu/Al界面处脆性金属间化合物的生成，但同时也使焊接残余应力增大，并且只在Co/Al界面处添加Ni(V)过渡层时残余应力的增大程度小于在Co/Al和Cu/Al界面处都添加Ni(V)过渡层时的残余应力的增大程度。