张瑞丰[1]2005年在《合金相形成的热力学、分子动力学模拟及离子束混合研究》文中研究说明过去,利用非平衡手段制备的亚稳合金相显示出优良的电学、磁学、光学和力学性能等,因而具有广泛的应用前景。对于生成热为负的二元金属系统,报道的亚稳合金的理论及实验研究已较为全面,而对于互不固溶系统,无论是理论研究,还是实验研究都还很有限。本论文旨在从理论和实验两个角度主要探讨互不固溶二元金属系统亚稳合金相的形成规律。基于Miedema热力学理论,我们首先提出了一个计算二元过渡族金属合金标准生成焓改进模型,一种计算二元过渡族金属合金结构生成焓的计算方法和一个揭示Laves相形成规律的热力学判据。其次,我们开发了一个计算二元金属系统自由能和金属多层膜界面能的热力学软件。在原子尺度模型理论研究方面,本论文借助于第一性原理计算和分子动力学模拟来研究亚稳合金相形成规律。为此,本论文选择了五个生成热为正的W基二元fcc-bcc和hcp-bcc金属系统,即:Cu-W、Ag-W、Au-W、Sc-W和Y-W系统,和一个生成热为负的Co-Nb系统来研究其亚稳相选择和非晶形成能力。首先利用第一性原理计算的数据来构建六个系统的嵌入原子多体势。特别是,我们提出了一套构建二元hcp-bcc金属系统的多体势函数和一种有效的拟合方法。然后借助分子动力学模拟来研究Cu-W、Ag-W、Au-W系统的亚稳相选择规律,和Co-Nb、Sc-W和Y-W系统的非晶形成能力。在多层膜离子束混合实验研究方面,本论文选择了二元Cu-W、Ag-W、Au-W、Sc-W和Y-W系统。在这五个系统中不仅形成了亚稳fcc和bcc过饱和固溶体,而且在Ag-W、Au-W、Sc-W和Y-W系统中得到了非晶合金,从而证实了理论计算和模拟的结果。另外,在Y-W系统中首次发现双相非晶及相应的二维分形形貌,并通过原子尺度模拟研究了其形成机理。
代晓东[2]2007年在《二元和三元过渡金属系统中多体势的构建及其应用》文中指出本论文首先简单介绍了原子间作用势的类型及其在材料科学中的应用、以及文中采用的主要研究方法:多体势、第一性原理计算和分子动力学模拟。其次,在前人研究的基础了提出了两种新的多体势形式,即扩展型FS多体势和一种长程经验多体势(LREP)。扩展型FS势继承了原FS势形式简单、容易使用的特点,克服了原FS势近距离内“偏软”和适用范围小的缺点。LREP势则克服了已有短程多体势或长程多体势在预测结构稳定性、描述力和能量时遇到的问题。两种多体势都适合描述bcc、fcc金属及其合金中原子间的相互作用。第三,利用扩展型FS势、分子动力学、第一性原理计算和分子静力学等方法研究了Ni-Nb和Ag-X (X=Mo,Nb,Ta,W)五个二元金属系统中亚稳合金相的形成及微结构特征。得到了以下结果:(1)预言了五个系统的非晶形成范围;(2)揭示了Ni-Nb金属多层膜界面非晶化过程中的非对称生长现象;(3)预测了Ag-Ta和Ag-W两个系统中3:1、1:1和1:3三个成分点亚稳晶相的结构稳定性;(4)发现Ag-W非晶态合金中存在中等程度的原子偏聚。第四,建立了三元金属系统的第一性原理计算辅助构建多体势方法,利用光滑TB-SMA势、LREP势和分子动力学方法研究了Ni-Hf-Ti系统中的固态非晶化及Ag-Cu-Ni系统中的液固相变。得到以下结果:(1)预言了Ni-Hf-Ti三元系统的非晶形成区域和Ni、Hf、Ti原子对Ni-Hf-Ti三元合金非晶形成能力的影响;(2)研究了淬火速率、成分对Ag-Cu-Ni三元合金结晶和玻璃化的影响,得到结晶和玻璃化的临界淬火速率是4×101 2K/s;(3)通过计算Ag-Cu-Ni三元合金的化学微观不均匀度,发现Ag-Cu-Ni三元合金中存在原子偏聚现象,偏聚强度随着淬火过程中温度的降低以及淬火速率的降低而增强。最后,建立了利用原子间作用势和分子静力学计算二元及三元金属系统形成热的方法,利用这种方法计算了15个fcc-fcc二元金属系统和4个fcc-fcc-fcc三元金属系统的形成热,计算结果与实验值或第一性原理结果符合得很好。计算结果还表明,本文提出的方法比二元Miedema模型、Johnson多体势方法以及三元扩展Miedema模型具有更高的计算精度。
张政军[3]1995年在《固态薄膜中亚稳合金相的形成及理论研究》文中认为本世纪六十年代初非晶态合金的发现，向传统的凝聚态物理提出 了挑战，给凝聚态物理的研究带来了活力，使得固态薄膜中亚稳合金 相的形成一直是近年来凝聚态物理研究的热点之一．本论文系统地研 究了二元合金薄膜中亚稳合金相的形成规律，包括非晶态合金和亚稳 晶相的形成，从热力学、动力学的角度给予解释，并尝试将亚稳晶相 的形成与其电子结构联系起来。 本论文采用离子束混合多层膜的方法研究了二元合金多层膜中亚 稳晶相的形成规律，发现了许多亚稳晶相，确定了它们的结构和稳定 成分范围．根据它们的结构、成分特点及与母相间的结构适应性，作 者将这些亚稳晶相分为五类：(1）过饱和固溶体；(2)A_3B(A=fcc）附近 通过fcc→hcp转变形成的hcp－I；（3）AB_3（B=hcp）附近通过hcp→fcc转 变形成的fcc－I；（4）AB_(3-4)（B=bcc）附近通过bcc→hcp→fcc两步转变 形成的hcp-Ⅱ和fcc-Ⅱ相。根据改进后的热力学计算方法，计算了 这些亚稳晶相的自由能值，从热力学的角度对它们的形成进行了解 释。提出了离子束混合下亚稳晶相形成的晶格转换机制，并在电子结 构的层次上对一些亚稳晶相的形成进行了解释． 在混合热为很正的合金系统中，Y-Mo，Y-Ta，Y-Zr，作者在它们 的多层膜中得到了非晶态合金和亚稳晶相。发现在这类系统中，非晶 态合金的形成受界面控制的：多层膜中界面原子所占的份额决定了多 层膜的初始能量状态，也决定了非晶态合金的可能形成范围（界面原 子份额越大，非晶态合金的形成范围越大). 由此发展了一种在互不 固溶系统中形成非晶态合金的方法：界面控制的方法。在实验事实的 基础上提出了一种简单的界面模型，计算了多层膜的初始能量状态， 解释了该类合金系统中的非晶态合金形成。 作者建立了一个统一的热力学计算模型，使之不仅可以解释生 成热为负值而且可以解释生成热为正的合金系统中的亚稳合金相形 成。在实验事实和热力学计算的基础上，作者讨论了生成热和原子尺 寸失配对二元合金薄膜中自发非晶化现象的影响，提出了发生自发非 晶化的经验判据。
孔令体[4]2005年在《金属合金微结构、相变及性能的多尺度计算与模拟》文中研究指明近几十年来,人们发展出了各种非平衡制备技术并成功地获取了大量具有独特性能的非平衡材料。因此,发展相关的材料科学理论,以阐明非平衡材料的微结构、制备工艺以及性能之间的相关性,就成为材料科学面临的一个巨大挑战。为此,材料科学及凝聚态物理领域的研究者们付出了巨大的努力,发展出基于原子间相互作用经验势的分子模拟和从量子力学出发的电子结构计算方法,以期能构建一套全新的定量的材料科学理论。本论文将以电子结构层次的第一性原理计算为主要手段,辅以原子尺度的分子动力学模拟,致力于从以下几个方面对金属合金中非平衡合金相的微结构、相变及性能之间的关系进行多个尺度的理论计算研究。首先,运用第一性原理计算程序VASP对不同结构组合的五个生成热为正的二元合金系统(Y-Mo、Y-Nb、Co-Ag、Co-Cu和Fe-Cu)中可能存在的非平衡合金相的稳定性进行了计算。结果表明,具有密排结构(FCC或者HCP)的合金相往往具有相对较高的稳定性。计算结果的正确性既得到了实验结果的证实,也得到宏观热力学计算的支持。其次,借助于第一性原理计算所得非平衡合金相的性能数据,分别构建了Ni-W和Cu-Ta系统Finnis-Sinclair和嵌入原子形式的多体势。拟合所得多体势能够很好地复制出系统中重要的物理性能。此外,基于多体势的分子动力学模拟对系统中界面稳定性等问题进行了研究,得到的结果与相应实验观测符合得很好。研究结果也论证了第一性原理辅助构建多体势方法的可行性。第三,基于PAW方法的第一性原理计算表明,铁磁金属Fe,Co,Ni在其各自亚稳状态也具有铁磁性,其中FCC Fe在体积较大时磁矩会显著增强。在合金中,铁磁金属原子的磁矩往往随平均原子体积的膨胀而增强,但是将随非磁性近邻的增多而减弱,因此其磁性状态将取决于这两种因素之间的平衡。在Fe-Cu合金中,FCC Fe的高磁矩状态是能够稳定的。最后,对Mo-Hf合金中非平衡合金相的表面能和功函数的第一性原理计算发现,非平衡合金相的表面性能不仅与特定表面的晶体学位向相关,呈现出各向异性的特点,还与合金相的化学成分相关,近似成线性关系。
秦子川[5]2013年在《互不固溶金属体系辐照损伤合金化的热力学研究》文中认为针对互不固溶金属体系合金化困难,本文提出了一种新的基于互不固溶金属体系的合金化机制—辐照损伤合金化机制。从热力学角度讲，该机制实现合金化的关键是在互不固溶金属体系之间的界面上通过固态反应非晶化（Solid State AmorphizationReaction-SSAR）生成非晶合金相，从而构建出互不固溶金属复合材料的界面，获得良好的冶金结合。根据SSAR发生的条件，即体系的初始态自由能值（G_(ini)）须高于非晶态自由能（G_(amor)）的值，本研究认为，辐照损伤结构具有的储藏能（G_s）可将体系的初始能态抬高至非晶态之上，从而为SSAR提供驱动力。为证明这个观点，本文建立了互不固溶体系辐照损伤合金化的热力学模型，通过Miedema模型及Alonso理论计算了体系的初始态与非晶态的自由能值，根据体系初始态能量必须高于非晶态能量这一固态反应非晶化发生的条件估算了储藏能的值。利用差示扫描量热法（DSC）测量了储藏能的值，同时利用扫描电子显微镜（SEM）、高分辨透射电子显微镜（HRTEM）、X射线电子能谱仪（EDS）以及选区电子衍射（SAED）等表征方法对Mo/Ag和W/Ag体系扩散层的形貌结构、物相组成等进行了研究，得出结果如下：（1）在辐照损伤合金化机制中，储藏能G_s可将互不固溶体系的初始能态抬高至非晶态之上，在后续的气氛保护退火过程中，体系实现了SSAR，生成非晶合金相，从而构建出了互不固溶金属复合材料的界面，并获得了良好的冶金结合。（2）根据辐照损伤合金化热力学模型预测得Mo/Ag及W/Ag互不固溶金属体系发生SSAR的条件为储藏能G_s的最小值分别不得低于9.20kJ/mol和10.80kJ/mol。同时也预测了Mo/Cu及Ti/Mg互不固溶体系在不同扩散情况下G_s的值，计算得到当Cu原子扩散进入Mo金属中时，Mo/Cu体系发生SSAR的条件为储藏能G_s的最小值不得小于9.36kJ/mol，当Mo原子扩散进入Cu金属中时，储藏能G_s的最小值不得小于9.35kJ/mol；当Mg原子扩散进入Ti金属中时，Ti/Mg体系发生SSAR的条件为储藏能G_s的最小值不得小于6.26kJ/mol，当Ti原子扩散进入Mg金属中时，储藏能G_s的最小值不得小于7.31kJ/m。（3）DSC测试结果表明，Mo/Ag及W/Ag互不固溶体系的储藏能完全来自于辐照损伤结构，并且测出G_s的值分别为11.90kJ/mol和33.78kJ/mol。通过与辐照损伤合金化热力学模型所预测的G_s值相比较，测试结果完全符合预测值不得低于9.20kJ/mol和10.80kJ/mol的要求。（4）HRTEM、EDS以及SAED分析表明，Mo/Ag和W/Ag层状金属基复合材料扩散层均由Ag纳米晶+Mo/Ag或W/Ag非晶合金相共同组成，由此说明储藏能不可能完全用于体系初始能态的抬高，体系的初始能态有部分区域仍低于非晶态之下，退火时除固态非晶化反应之外还将发生少量晶化反应，所构建出的复合材料界面显微组织实际上由非晶合金相+晶态相共同构成。
柴丽华[6]2010年在《快速凝固TiAl基合金的组织演变研究》文中研究说明采用熔体旋转法(melt-spinning)制备了快速凝固Ti-46Al-2Cr-2Nb-xY (x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)、Ti-46Al-2Cr-xNb-0.3Y(x=2.0,4.0,6.0)(at.%)合金薄带,研究了Y和Nb含量、冷却速度对快速凝固TiAl基合金的显微组织及力学性能的影响,研究了快速凝固TiAl基合金在退火过程中的组织演变规律,以及快速凝固TiAl基合金薄带粉碎/烧结后的显微组织及力学性能的变化规律,得到以下主要研究结果。对快速凝固Ti-46Al-2Cr-2Nb-xY合金的研究表明:Y的添加对快速凝固TiAl基合金的相组成及显微组织产生了显著的影响。随着Y的添加快速凝固TiAl基合金的晶粒显著细化,Y含量从0增加到2.0at.%时合金的平均晶粒尺寸从6μm降低到1μm以下。Y的添加使合金中α2相的含量减少,γ相的含量增加,γ/α2比例增加。Y的添加量高于1.5at.%时使得快速凝固TiAl基合金的初始凝固相由α相转变为β相。快速凝固TiAl基合金的显微组织与Y含量有密切的关系。Y的添加量小于1.0at.%时,合金主要由等轴的α2相和晶界处的层片状或块状γ相组成;Y含量高于1.5at.%的两种合金组织由等轴β/B2相和晶界处的等轴或者层片状的α2相以及γ相组成。快速凝固提高了Y在TiAl基合金中的固溶度,但是仍然小于0.5at.%。不能固溶的Y形成Al2Y相,以均匀弥散的球形颗粒形式存在,颗粒尺寸约为40-100nm。快速凝固TiAl基合金的硬度与合金中的α2相的含量有直接的对应关系,随着Y含量的增加合金中的α2相的含量降低,硬度下降。Nb含量对快速凝固Ti-46Al-2Cr-xNb-0.3Y合金的相结构及显微组织形貌影响不大。对几种不同Nb含量的快速凝固Ti-46Al-2Cr-xNb-0.3Y合金薄带自由表面的形貌观察表明初始凝固相由普通凝固条件下的β相转为α相。几种不同Nb含量的快速凝固TiAl基合金由γ相和α2相组成,随着Nb含量的增加α2相的含量先降低后增多。几种合金的显微组织为等轴晶+层片状组织,层片结构的数量随着Nb的添加而增加,但是层片厚度不随Nb含量的改变而变化。Nb的添加促进了快速凝固TiAl基合金中堆垛层错和位错等缺陷的形成。采用近牛顿冷却方式估算了快速凝固TiAl基合金的冷却速度,为105-106K/s。以Ti-46Al-2Cr-4Nb-0.3Y合金为例研究了冷却速度对快速凝固TiAl基合金显微组织的影响。几种不同冷却速度下快速凝固Ti-46Al-2Cr-4Nb-0.3Y合金的显微组织都由等轴晶和层片状相组成,层片团的尺寸随着冷却速度的提高而减小。Ti-46Al-2Cr-4Nb-0.3Y合金在低冷却速度下由γ相和β/B2相组成,在高冷却速度下由γ相和α2相构成。随着冷却速度的提高,合金中的β/B2相逐渐减少,而α2相含量增高。冷却速度越高,快速凝固Ti-46Al-2Cr-4Nb-0.3Y合金的硬度越高,弯曲塑性降低。弯曲塑性随着γ相晶格畸变的增大而降低,通过计算γ相的晶格畸变可以预测γ-TiAl合金的塑性。对快速凝固Ti-46Al-2Cr-xNb-0.3Y合金薄带在不同温度下的退火处理研究发现: Nb含量对快速凝固TiAl基合金在退火过程中的相转变规律没有明显影响。在退火温度为600-800℃的范围内,亚稳的α2相逐渐分解转变为γ相。快速凝固Ti-46Al-2Cr-4Nb-0.3Y合金的退火温度高于840℃时从γ相基体上析出α相片层,在920℃退火时发生了γ相的有序化相变,在970℃退火时层片组织发生了连续粗化,退火温度升高到1050℃时,层片发生分解,晶粒逐渐球化。在退火过程中由快速凝固造成的位错等规则排列形成亚晶界,从而细化了晶粒。随着退火温度的提高,快速凝固TiAl基合金中γ相的晶格畸变增大,合金的硬度显著降低。研究了快速凝固Ti-46Al-2Cr-4Nb-0.3Y合金薄带的破碎和烧结成型。TiAl基合金薄带经过球磨后破碎为细小的颗粒,球磨2h后的颗粒尺寸小于75μm。在1200℃烧结快速凝固TiAl基合金粉末得到了完全致密度的块体。进一步提高烧结温度对合金密度影响不大,但是对烧结块体的显微组织及相结构有显著影响。烧结块体主要由γ和α2相组成。随着烧结温度的升高,α2相的体积分数降低,块体合金由近γ组织演变为近层片组织,且组织逐渐粗化,但是长大不明显。与同成分的铸态母合金相比,快速凝固TiAl基合金的烧结块体组织细小均匀,没有显微偏析,从而提高了合金的强度和塑性。在1260℃烧结的块体具有良好的综合力学性能,室温压缩断裂强度和压缩率分别为2984MPa和41.5%,高温(800℃)拉伸断裂强度和伸长率分别为527.5MPa和5.9%。
宗瑞磊[7]2008年在《成分和多层结构对非晶合金薄膜力学性能的影响》文中研究表明人们在关注非晶态合金强度的同时也致力于提高其室温塑性。研究发现,非晶态合金的强度和塑性变形行为与合金成分、第二相的加入及变形速率密切相关。非晶薄膜中插入晶体层或非晶层形成多层结构,能影响多层膜的强度和塑性变形行为,值得进行深入的研究。本文使用磁控溅射制备了CuW非晶薄膜和CoZrNb/S(S=Ag, Cu, CuTa)多层膜,使用多种技术表征了其结构,采用纳米压入技术测量了其力学性能(硬度、弹性模量、塑性变形等),研究了多层膜周期结构对硬度的影响,讨论了非晶基多层膜塑性变形的表征、特征及机制。结果表明,非晶和非晶多层膜发生局域剪切变形,变形特征与应变率、成分、多层结构有关。对于CuW非晶合金,当应变速率和铜含量较低时,载荷-位移曲线表现为锯齿流变特征;随应变率和铜含量的增大,锯齿流变特征减弱,纳米压痕周围的剪切带数量增多,塑性变形能力提高。对于CoZrNb非晶合金,晶体层的加入形成非晶/晶体多层结构能抑制剪切带的扩展,促进剪切带的萌生,提高塑性变形能力;随调制周期的减小,塑性增强效果更加明显。纳米划痕实验表明,非晶薄膜从剪切带萌生、扩展阶段发展到剪切断裂阶段存在一临界载荷,我们可用这个临界载荷定量表征非晶和非晶/晶体多层膜的塑性。CoZrNb薄膜对应的临界载荷是46mN,而周期为8nm的CoZrNb/Cu多层膜的临界载荷大于100mN。非晶CuTa层加入到CoZrNb非晶合金中对塑性变形行为影响不明显。非晶/晶体多层膜随周期减小表现出不同程度的硬度增强。硬度增强效应与多层膜层间强度错配相关:强度错配变小,硬度增强效应增大,说明针对晶体/晶体多层膜提出的强度错配理论也适用于非晶/晶体多层膜。在强度错配最大的CoZrNb/Ag体系中,在周期较大时(Λ≥16nm)出现软化现象,这是由于大的强度错配导致塑性变形主要局域于硬度较低的Ag层中。非晶-CoZrNb/非晶-CuTa多层膜由于缺乏阻碍位错运动的增强机制,硬度不随周期变化。实验证实多层膜退火后致密度的提高是由原子平均距离变小(Co-Co平均键长从0.2496nm变为0.2397nm)和缺陷率降低共同引起的。致密度的提高导致CoZrNb/CuTa多层膜的弹性模量和硬度随退火温度的升高而增大。
参考文献：
[1]. 合金相形成的热力学、分子动力学模拟及离子束混合研究[D]. 张瑞丰. 清华大学. 2005
[2]. 二元和三元过渡金属系统中多体势的构建及其应用[D]. 代晓东. 清华大学. 2007
[3]. 固态薄膜中亚稳合金相的形成及理论研究[D]. 张政军. 清华大学. 1995
[4]. 金属合金微结构、相变及性能的多尺度计算与模拟[D]. 孔令体. 清华大学. 2005
[5]. 互不固溶金属体系辐照损伤合金化的热力学研究[D]. 秦子川. 天津理工大学. 2013
[6]. 快速凝固TiAl基合金的组织演变研究[D]. 柴丽华. 哈尔滨工业大学. 2010
[7]. 成分和多层结构对非晶合金薄膜力学性能的影响[D]. 宗瑞磊. 清华大学. 2008
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