对于陶瓷材料，人们普遍认为其耐腐蚀性要比金属材料好。但是在一些极端服役环境下，陶瓷材料的腐蚀问题也同样值得科学家重视。例如碳化硅（SiC）陶瓷材料，因其具有良好的热学性能、抗辐照性能以及化学稳定性，在先进核能系统的设计中得到了广泛的关注。尤其是在日本福岛事件以后，SiC在先进压水堆的设计中被提出作为事故容错燃料（ATF）的结构材料用于代替锆合金。但是近年来研究人员们不断地发现和证实SiC材料在压水堆的高温高压冷却水中会发生电化学腐蚀反应，导致材料结构被破坏，从而限制了材料的使用寿命。

  所以要想使得SiC材料能够满足ATF工程设计的需要，就必须采取措施来控制腐蚀的发生；而要想控制腐蚀的发生，首先我们应该明白材料是如何被腐蚀的。但是由于腐蚀过程的复杂性以及腐蚀环境的严苛性，使得我们很难通过传统的实验手段来揭示材料的腐蚀机理。目前人们对SiC材料在高温高压水中的腐蚀机理仍然处于探索阶段。本文我将展示一下我们近期的一些研究成果：通过利用分子动力学与第一原理计算相结合的方法来探究SiC材料表面在高温高压水中的破坏机制（该工作已发表在J. Phys. Chem. C, 124 (2020) 9394 https://pubs.acs.org/doi/abs/10.1021/acs.jpcc.0c02027，欢迎大家批评指正)。我们知道材料和水环境接触后，会存在三个可能的阶段：（i）水分子吸附阶段（ii）表面化学键破坏阶段（iii）表面原子溶解阶段，如图1所示。

针对水分子的吸附阶段，人们已经有了大量的研究[1-4]，在此我就不再赘述。而针对吸附产物是如何破坏SiC表面的Si-C键的研究，目前仍未知。在传统的认知中，人们认为水分子解离后，会在表面形成一层氢氧根（-OH）和氢（-H）。-H在表面形成钝化层，从而降低表面的活性；而 -OH则会进一步发生分解，或在表面形成稳定的氧桥层(路径1)，或发生氧剪切反应打破近表面的化学键 ，从而引发材料表面破坏 (路径2)。如图2，我们展示了水分子解离后的氢氧根在单晶硅表面的行为，其中路径2被认为是水分子破坏单晶硅表面引发表面进一步腐蚀的原因 [5]。但是在SiC材料表面，通过第一原理计算，我们发现路径2的化学反应是一个吸热反应（反应能约为1.5 eV），从热力学角度来讲该反应很难发生。因此利用氧剪切反应来解释SiC表面破坏机理是行不通的。

通过经典/第一原理分子动力学模拟我们发现在SiC表面发生了一种新的反应，也就是氢剪切反应（如图3）。进一步通过第一原理计算发现，该反应是一个放热过程，同时该反应的平均反应势垒约为0.96 eV，说明该反应在高温高压水中是容易发生的。并且进一步地通过第一原理分子动力学模拟，我们发现当表面发生氢剪切之后，表面离位的Si原子会与环境中的水分子发生进一步发生一系列脱氢和水解反应，最终会破坏SiC表面结构，引发材料的腐蚀。

通过以上研究，我们从微观角度揭示了SiC材料在高温高压水中的表面破坏机理，也就是氢剪切机理。而这一发现打破了长期以来人们对水解离过程中的氢在材料表面仅起钝化作用的认知，从而进一步加深了我们对材料表面与水相互作用的物理过程。