O2在NiTi合金(100)表面吸附的理论研究

采用密度泛函方法应用赝势基组对NiTi合金（100）表面的电子结构以及氧分子（O2）的吸附和解离过程进行了系统研究．结果表明，Ti原子裸露表面比Ni原子裸露表面反应活性高，02吸附为活化解离吸附，顶位吸附结构最不稳定，易向桥位或洞位吸附转化，桥位吸附对应的吸附结构最为稳定．态密度分析和结构分析表明，氧原子与表面的相互作用主要是由氧原子价轨道和NiTi合金杂化表面轨道贡献．     

In掺杂促进AuCuNi合金表面氧化膜形成的第一性原理计算

目的 采用第一性原理计算In掺杂促进AuCuNi合金表面氧化膜的形成机制,以为在金基合金中掺杂元素,促进表面氧化膜生成提供理论依据。方法 基于构建适用于第一性原理计算、原子比Au:Cu:Ni=9:5:2的晶体结构模型,对In掺杂AuCuNi体系模型的稳定性、偏析特性以及吸附特性进行计算。结果 In原子替代掺杂AuCuNi合金(111)面中各元素后形成新的AuCuNiIn表面,掺杂形成能均为负值,这说明In替位AuCuNi合金(111)面中任何一个原子都会促进AuCuNi表面的稳定性。当In替位掺杂AuCuNi表面第一层的Ni原子时,稳定性提升最大,掺杂形成能为–1.326 eV;当In替位掺杂AuCuNi表面第三层的Ni原子时,掺杂形成能最大为?0.503 eV,这表明当In原子掺杂到该位置时,体系稳定性的提升最小。通过偏析能的计算发现,掺杂后的In有向其他位点偏析的趋势,最易向偏析能最小的位点偏析,即向表层Ni原子偏析,偏析能为?0.739 eV。因此,使In原子替位掺杂第一层的Ni原子,形成最稳定的AuCuNiIn表面结构。此外,通过在AuCuNiIn表面吸附氧原子和计算吸附能发现,当原子顶位吸附时吸附能都比较高,这说明Au、Cu、Ni原子都不易在顶位吸附氧原子,其中T3(Au)位点的吸附能为0.034 eV,其值大于0,说明Au原子的顶位不会自发地吸附氧原子。表层原子中吸附能最低的几个位点H3(?3.571 eV)、H1(?3.462 eV)、B2(?3.021 eV)的氧原子均与In原子成键,这说明In原子附近更易吸附氧原子。最后,通过电荷差分密度图和布居分析,发现O原子与周围其他原子有明显的电荷转移,并与In原子、Cu原子和Ni原子形成键。这进一步表明O原子与周围原子发生化学反应,提高了材料表面的稳定性,证实了吸附能计算的准确性。结论 基于以上计算分析得出In原子的掺杂可以有效促进AuCuNi表面氧化膜的形成。通过第一性原理计算预测了元素掺杂对材料表面性能的影响,为掺杂促进材料表面氧化膜的形成提供了一定的理论参考。     

γ-TiAl表面双辉等离子W-Mo合金化对其氧化行为的影响

目的研究W-Mo表面合金化对γ-TiAl合金抗高温氧化性能的影响。方法采用双层辉光等离子合金化技术在γ-TiAl合金表面进行W-Mo合金化,通过恒温氧化试验评价改性层的抗氧化性能,并通过扫描电子显微镜与X射线衍射仪对氧化膜表面及截面形貌和相组成进行分析。结果使用双层辉光等离子合金化技术可以在γ-TiAl表面制备出W-Mo改性层,改性层厚度为9μm,最外层为厚约6μm的W-Mo沉积层,而在沉积层与基体之间存在厚约3μm的扩散层。W-Mo改性层均匀、致密,基体与改性层之间没有裂纹、孔洞等明显缺陷,扩散层中的元素含量呈梯度分布。在750℃恒温氧化100 h后,γ-TiAl基体的氧化增重为5.306 mg/cm~2,W-Mo改性层的氧化增重为2.578 mg/cm~2,仅为γ-TiAl基体的48.6%。在氧化10、20、50 h后,改性层表面无明显变化,氧化膜层均匀、致密、无缺陷,几乎没有出现剥落现象;氧化100 h后,改性层中Mo与W的原子比由3:1降低到了1:2。结论通过双层辉光等离子合金化技术制备W-Mo改性层,能够改善γ-TiAl合金在750℃下的抗高温氧化性能。W-Mo改性层在经过氧化后所形成的氧化膜连续、致密,可以阻碍氧原子向基体内的扩散。但在氧化100 h后,Mo元素的蒸发会破坏氧化膜的完整性,使抗氧化性能有所降低。     

氢在金属镍台阶表面吸附研究

应用嵌入原子模型多体相互作用势,系统研究了氢在金属镍台阶表面(211)、(311)和(410)以及镍低指数表面(111)、(110)和(001)上不同位置的吸附情况,确定了氢在不同镍表面可能的稳定吸附位置.计算结果表明,高配位数的吸附位置容易吸附氢,而低配位数的吸附位置难以吸附;表面台阶对氢的吸附产生重大影响,离台阶越近,吸附性能越强,吸附活性点越多.     

高铌γ-TiAl合金表面微弧氧化陶瓷涂层的耐蚀性及高温氧化行为

利用微弧氧化技术（MAO）在硅酸钠和氢氧化钾溶液中对高铌γ-TiAl合金表面原位生长陶瓷涂层以提高γ-TiAl合金的抗高温氧化性能。采用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、X射线光电子能谱（XPS）、电化学工作站和箱式电阻炉高温氧化测试分析涂层的表面及截面形貌、相组成、元素化学结合状态、耐蚀性和高温氧化行为。XRD和XPS结果表明,陶瓷涂层主要由Al₂TiO₅、SiO₂和Nb₂O₅组成。涂层与基体界面结合良好,厚度约2.15 μm。高铌γ-TiAl合金经微弧氧化处理后,在3.5%NaCl溶液中的腐蚀电流降低近1个数量级。微弧氧化处理试样在800~900 ℃中的氧化增重仅为基体的8.9%~37.5%。微弧氧化陶瓷涂层将基体的氧化激活能从247.79 kJ/mol增加到涂层试样的574.41 kJ/mol。     

多弧离子镀NiCrAlY涂层对γ-TiAl氧化行为的影响

文中采用多弧离子镀技术在γ-TiAl合金表面制备了NiCrAlY涂层,用SEM/EDS和XRD等手段研究了该涂层对γ-TiAl合金高温氧化行为的影响。结果表明NiCrAlY涂层在高温下可形成保护性氧化铝膜,显著提高了γ-TiAl的高温氧化抗力。在氧化过程中,NiCrAlY/TiAl涂层体系发生了严重的Ni的内扩散,形成了层状结构的互扩散带。     

氧、氢和碳原子在α-铀(001)表面吸附与扩散特性的第一性原理研究

应用第一性原理密度泛函理论系统研究氧、氢和碳原子在α-铀(001)表面的吸附与扩散特性。研究发现:在铀表面氧原子与氢原子择优吸附在H2位置,碳原子倾向于占据在H1位置;氧原子在铀表面的扩散势垒较低,容易在铀表面上扩散,形成表面氧化层;氢原子的扩散势垒较高,碳原子的扩散势垒最大,难以在表面扩散。吸附原子从铀表面向次表面层扩散时,氧原子的扩散势垒很高,难以向次表面扩散;碳和氢原子的扩散势垒较低,特别是在氧的辅助作用下,碳原子向次表面的扩散势垒降低约0.5 eV,使碳原子易于向次表面层扩散;铀表面上会形成氧化层,次表面会形成富碳层,可对铀的进一步氧化起到抑制作用,这与相关实验结果符合较好。     

γ-TiAl薄板的现状及成形技术

γ-TiAl合金具有密度低、高温强度高、弹性模量高、抗氧化、阻燃等特性。因此，有可能取代飞机发动机部件中较重的高温合金。γ-TiAl的研究始于20世纪50年代，在过去20年里，γ-TiAl的研究得到了重大发展．现在已可以生产γ-TiAl铸锭、锻件、挤压件和薄板材。     

吸附促进位错发射、运动以及裂纹扩展的分子动力学模拟

根据反演法获得的对势和EAM多体势计算了纯Al位错发射的临界应力强度因子KIe以及Griffith裂纹解理扩展的临界应力强度因子KIG.结果表明,用对势算出的值和断裂力学计算结果更相近,因此,用对势来研究吸附的影响是可行的,分子动力学模拟表明,Ga吸附在裂纹表面将使KIG=0.42MPa.√m降至KIG^*=0.32MPa.√m,这表明吸附使表面能γ降至γ^*(=0.58γ）.Ga吸附使KIe=0.31MPa.√m降至KIe^*=0.24MPa√m;Ga吸附使位错运动的临界分切应力从Tc=2.05MPa降至Tc^*=1.82MPa.这就表明,Ga吸附后能降低Al的表面能,从而促进位错发射和运动。     

Ti／γ-TiAl／FHA生物复合涂层的制备

采用Al粉为主要原料，利用涂敷真空烧结法在Ti基体表面制备γ-TiAl金属间化合物过渡层；之后以Ca（N03）2·4H2O-P2O5-NH4F-乙醇体系，采用溶胶．凝胶法在Ti／γ-TiAl表面制备FHA生物涂层。借助XRD、SEM和EDS对涂层的结构和组成进行表征，并分别采用TLD电子拉力试验机和ICP-AES研究了涂层的结合强度和在模拟生理体液中的生物性能和耐腐蚀性。结果表明：结合涂敷真空烧结和溶胶．凝胶法可以获得预期结构的Ti／γ-TiAl／FHA复合涂层：γ-TiAl过渡层的引入可使复合涂层的结合强度达32MPa，并且可以大大降低复合材料在模拟生理体液中的离子溶出；此外，Ti／γ-TiAl／FHA复合涂层结构的合理设计在诱导Ca^2＋、PO4^3-沉积形成HA和保持涂层生物活性的同时，有效降低了涂层本身的溶解度。