微合金钢中Mo对α-Fe/NbC界面影响的第一性原理研究

利用基于密度泛函理论的第一性原理方法,研究了钼元素掺杂前后α-Fe/NbC界面的黏附功、界面能、电子结构和成键特征等性质。考虑了2种不同原子的终端界面,并分析了6种Mo原子置换位置对α-Fe/NbC界面结构的影响。结果表明:C终端界面结构的稳定性比Nb终端界面的稳定性更强,而Mo原子进入界面NbC侧置换Nb原子形成的α-Fe/(Nb,Mo) C界面则表现出比未掺杂界面更好的稳定性。因此,Mo对NbC在铁素体中的形核有一定的促进作用。另外,6种界面的差分电荷密度、态密度和Milliken布居分析也解释了Mo能强化α-Fe/NbC界面的原因。     

LaS/CeS与γ-Fe异相界面性质的第一性原理计算

为了探讨LaS/CeS与γ?Fe两相之间的异相界面性质,本文采用边?边匹配(E2EM)模型计算了LaS/CeS与γ?Fe两相之间晶体学上的原子匹配情况,基于晶体学计算结果,采用基于密度泛函理论的第一性原理,从原子尺度计算了LaS/CeS与γ?Fe之间的界面结合性质与界面能。晶体学计算表明,LaS/CeS与γ?Fe之间沿匹配列的原子间距错配度最小值为10.63 %/10.52 %,密排面间距错配度最小值为2.04 %/3.32 %;LaS与γ?Fe之间粗略的位向关系为：LaS∥γ-Fe & LaS∥γ-Fe和LaS∥γ-Fe & LaS∥γ-Fe ;CeS与γ?Fe之间粗略的位向关系为：CeS∥γ-Fe & CeS∥γ-Fe和CeS∥γ-Fe & CeS∥γ-Fe。基于预测的晶体学位向关系,采用相干界面近似构建了6种不同终端界面模型,第一性原理计算表明,LaS/CeS与γ?Fe之间原子匹配错配度最低界面的粘附功为4.78J·m?2/3.65J·m?2,界面结合强度较高,界面键合以金属键为主。异相界面能计算表明,LaS/CeS与γ?Fe两相之间的原子匹配错配度越小,界面能越低,原子匹配错配度最小时,界面能分别为?0.58J·m?2/?3.43J·m?2,计算结果能够为LaS/CeS与γ?Fe之间的晶体学匹配提供能量学依据。     

原位自生NbC陶瓷增强铁基复合材料研究

采用原位反应与两步法热处理结合方法,使铌丝提供的铌原子与灰口铸铁中石墨提供的碳原子发生原位自生反应,制备了NbC增强铁基复合材料。采用XRD、SEM、TEM等检测手段对复合材料的物相组成与组织结构进行分析,利用显微硬度计对复合材料进行硬度与显微压痕形貌及压痕裂纹分析。结果表明,通过原位反应成功制备了NbC增强铁基复合材料,该复合材料的主要物相组成为α-Fe、Nb、NbC、G。NbC/Fe陶瓷层的厚度约为242±3μm,NbC/Fe陶瓷层与Nb丝、铁基体之间呈现良好的冶金结合。NbC陶瓷颗粒形貌为标准的立方体,NbC/Fe陶瓷层的显微硬度是铁基体的3～4倍。     

稀土Ce在α-Fe中占位倾向与作用机理的密度泛函理论研究

采用基于密度泛函理论(DFT)的平面波超软赝势方法,结合广义梯度近似(GGA),计算了Ce原子在α-Fe晶内、晶界和自由表面的杂质形成能,在此基础上,研究了稀土元素Ce在α-Fe中的占位倾向,并根据Rice-Wang热力学模型讨论了Ce元素在晶界的韧脆化作用。结果表明:Ce倾向于偏聚在α-Fe晶界区,此外,Ce在晶界和自由表面的杂质形成能之差小于零。α-Fe晶界掺杂Ce前后的电子结构显示,Ce占位于晶界后,为掺杂区提供了更多的电子用于成键,与晶界上相邻Fe原子的作用加强,使掺杂区产生由金属键向离子键变化的趋势,也使晶界上Fe原子的成键态能量比重增加,从而增强了掺杂区原子之间的结合能力。同时,Ce加入后与晶界上Fe原子外层轨道发生较为强烈的相互作用,并使晶界上的原子成键区态密度左移,降低了体系总能量。     

Fe-Si合金相图中α2相的结构及其电子理论分析

对Fe-Si合金相图中α2相的结构进行了模型构造, 指出α2相并非为B2型简单体心立方结构, 而是一种类似于B2型结构的超结构, 其中包含着以Fe原子和Si原子为中心的两种不同的结构单元. Fe原子和Si原子按照这种方式在空间交替排列时, 位于中心的Si原子仍保持为正四面体结构, 这与硅晶体的实际结构是相吻合的. 利用固体与分子经验电子理论对其进行了价电子结构计算, 结果表明, α2相中的共价电子主要集中在最强的FeⅠ-Si和FeⅠ-FeⅡ键上. 对其脆性和强度进行了电子理论分析.     

CMT法30CrMnSi钢板表面熔敷CuSi3接头组织结构特征

利用CMT(cold metal transfer)技术在30CrMnSi钢板表面熔敷CuSi3;采用背散射、能谱分析及X射线衍射等方法对接头区显微组织及成分进行了研究.结果表明,CMT技术实现了熔敷层与基体的冶金结合,送丝速度为5.0 m/min,焊接速度为17.0 mm/s时,稀释率极低;界面区由Fe3Si化合物、α-Fe及ε-Cu组成.送丝速度较低时,界面结构为Fe3Si/α-Fe ε-Cu/α-Fe,熔敷区出现Fe2Si化合物;提高送丝速度,界面结构为Fe3Si α-Fe ε-Cu/α-Fe ε-Cu,Fe2Si化合物被Fe3Si化合物取代;进一步提高送丝速度,界面结构为α-Fe ε-Cu,弥散分布的球状富铁相聚合成长为星状及大块团状的α-Fe固溶体.送丝速度的变化对熔敷区组织具有显著影响.     

稀土La对含铌钢中NbC在α-Fe中析出行为的影响

采用基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理,研究了稀土La对含铌钢中NbC在铁素体区析出行为的影响。计算了α-Fe中La原子和Nb原子与空位之间,以及La原子和Nb原子之间的点缺陷结合能;此外,讨论了La在α-Fe中与Nb扩散激活能的关系。在此基础上,分析了稀土加入对铌析出行为的影响。结果表明:La原子与空位之间有较强的相互吸引作用,而与Nb原子之间则为相互排斥,这种结合能的差异会造成Nb的扩散迁移能有所升高。同时,La的加入使Nb原子近邻的空位形成能显著降低,从而促进α-Fe中Nb原子近邻空位的形成。迁移能与空位形成能变化的计算结果显示,La能够使α-Fe中Nb的扩散激活能显著降低,从而促进了铁素体区NbC的析出。     

Mo改善TiC/Fe金属陶瓷界面润湿机理的价电子理论分析

本文以固体与分子经验电子理论(EET)为基础,通过建立添加Mo的TiC/Fe金属陶瓷复合材料的结构模型,计算了Mo的添加对TiC颗粒的包覆相(Ti1-xMox)C价电子结构以及陶瓷相/α-Fe相界面价电子结构的影响。结果发现:Mo的加入使陶瓷相的最强共价键nA增强、陶瓷相与α-Fe相之间界面电子密度增加,有利于α-Fe相对陶瓷相的润湿改善,初步分析了这种微观电子结构的变化与宏观润湿性之间的关系。     

合金元素对Cu/γ-Fe界面特性影响的第一性原理研究

采用基于密度泛函理论的第一性原理方法,计算合金原子在Cu/γ-Fe界面不同点阵位置的置换能,确定合金元素在Cu/γ-Fe界面模型的占位。通过对晶格错配度、界面结合能、界面能和电子结构的计算分析合金元素对Cu/γ-Fe界面特性的影响。计算结果表明:合金元素B、Si、P、Al、Zr使界面结合能增大,增强Cu/γ-Fe界面稳定性;B、Si、P等11种合金元素则会使界面能降低,有利于γ-Fe的时效析出形核。因此,B、Si、P、Al、Zr可以促进γ-Fe的析出,同时形成稳定的γ-Fe相。通过合金原子相对体积、晶格错配度和差分电荷密度的计算,分析合金元素的作用机制。     

第三组元Cr对Fe/Al_2O_3界面影响的第一性原理研究

采用第一性原理方法,研究了第三组元Cr对Fe/Al_2O_3界面的影响;同时对态密度进行了分析。结果表明:当Cr原子掺杂界面上Fe1原子时界面偏析能最小,即Cr原子向界面Fe1原子处偏析的趋势最大。采用Fe(111)面与氧终端的Al_2O_3(0001)面构成Fe/Al_2O_3界面,其结合主要受到界面两侧铁原子和氧原子的作用。铬原子掺杂铁原子时在界面处偏析减弱了铁原子与氧原子的相互作用,从而减弱了界面的结合力。     

钢/铝异种金属激光焊接Fe/Al界面微合金化的第一性原理研究

实现Fe/Al界面结合是保证钢/铝异种金属激光焊接质量的关键。采用基于密度泛函理论的第一性原理方法,通过构造Fe/Al界面模型,计算了体系的能量与电子结构,讨论了Co、V、Zn、Sn等元素微合金化在Fe/Al界面处的作用。结果表明:Co、V优先置换界面处的Fe原子,而Zn、Sn优先置换的却是Al原子,Fe/Al界面结合主要是Fe-sd与Al-sp轨道之间杂化以及Fe-Al发生的离子键作用。微合金化使Fe/Al界面的断裂功增加,其增强由大到小的顺序为:Co、V、Zn、Sn。电子态密度、电子占据数以及电子密度的计算结果表明:利于Fe/Al界面结合的主要原因是微合金化导致跨界面Fe-Al之间的成键作用增强。对Co而言,主要是Fe-sd、Al-sp、Co-sd之间存在较强共价键和离子键的复合作用;对V而言,主要是V-dp、Fe-d和Al-p之间的轨道杂化作用;而对Zn和Sn而言,则主要是Fe-Al之间发生的离子键作用。     

Mn对中锰钢α-Fe/γ-Fe界面影响的第一性原理研究

采用基于密度泛函理论的第一性原理方法,对Mn原子进入α-Fe/γ-Fe界面前后的分离功、界面能、电子结构和成键特征等特性进行了分析.结果表明:Mn原子在逆相变过程中倾向于置换奥氏体一侧铁原子,即倾向于向奥氏体扩散,从而使奥氏体的临界形核功减小,临界形核半径减小,形核数量增加,热稳定提高.另外,界面态密度和Millike...     

TiC(100)/α-Fe(100)界面稳定性及电子特性的第一性原理研究

采用第一性原理方法,研究了 TiC(100)/Fe(100)界面稳定性和电子特性.建立了 4种不同原子堆垛方式的界面模型,采用界面粘附功、界面能和断裂功评价界面稳定性;采用差分电荷密度、Mulliken布居和态密度分析了电子特性.结果表明:Fe原子位于C原子上方的堆垛模型界面粘附功最大,界面能最小,界面结构最稳定.其界...     

Fe/TiN界面稳定性的第一性原理计算

采用基于第一性原理法,对低指数面的Fe与Ti N复合材料界面的结合能、态密度以及电荷密度等进行计算,采用界面粘附功评价了该界面的润湿性和结合强度。结果表明:当以Ti N(100)中的N原子直接与Fe(100)面的Fe原子直接结合时,界面结合能最大,润湿性较好,形成最稳定的结合界面。当以Ti N(111)中的Ti原子直接与Fe(100)面的Fe原子直接结合时,界面结合能最小,是整个界面构型的薄弱环节。     

激光熔覆Fe-Si涂层的超精细结构

以激光熔覆法在低硅钢表面制备出高硅含量的Re-Si涂层.用扫描电镜、透射电镜、Mossbauer谱、X射线衍射等方法研究了硅钢基体和熔覆涂层的微观组织和室温超精细结构及其变化.结果表明,涂层与基体结合良好,自结合界面起至熔覆涂层表面的显微组织依次为平面晶、柱状树枝晶和细小树枝晶组织;熔覆涂层中存在6种可区别的Fe原子组态;涂层中含Si主要相为α-Fe类型相,以无序固溶体形式存在,其相对含量占69.6%(体积分数);α-Fe类型相中随Fe原子近邻Si原子数的增加,同质异能移位值增大,超精细磁场值减小.     

Ni-Al-Fe系中NiAl(Fe)金属间化合物的析出强化

研究Ni-Al-Fe系中B2型金属间化合物NiAl(Fe)的硬度随时效时间的变化,同时测定时效处理后含析出相的NiAl(Fe)金属间化合物的屈服强度随温度变化。结果表明,在所有实验温度区域内,NiAl(Fe)化合物的屈服强度均远高于单相NiAl;析出相为体心立方结构的α-Fe相;在时效初期α-Fe相呈球状,过时效之后变成平行于有序基体{100}晶面的板条状。通过透射电镜观察还确定变形过程中位错滑移矢量为111。虽然α-Fe析出相的硬度低于NiAl(Fe)基体,但由于α-Fe析出相对运动位错有较强的钉扎作用而使基体得到强化。     

合金元素在fcc-Fe/NbX(X=C,N)界面的偏析及影响

基于密度泛函理论(DFT)第一性原理方法,研究了Si、Ni、Mn、Cr、Mo在fcc-Fe/NbX (X=C, N)界面的偏析行为,并分析了合金元素偏析对界面体系的影响。结果表明,fcc-Fe/NbN界面结合强度相较于fcc-Fe/NbC界面结合强度略有提升;Si稳定存在于Fe基体中,Ni、Mn在界面有轻微偏析倾向,Cr、Mo在界面和NbX (X=C,N)内均存在偏析,其中,Mo向界面偏析倾向更大;Cr、Mo偏析在fcc-Fe/NbC界面一定程度上降低了界面的结合能力,但体系稳定性有所提升,Cr、Mo偏析在fcc-Fe/NbN界面一定程度上提高了界面的结合能力,但Mo使得体系稳定性下降。     

微合金化α-Fe/Nd2Fe14B纳米复合材料的显微结构与磁性能

微合金化是提高α-Fe/Nd2Fe14B和Fe3B/Nd2Fe14B纳米复合磁体综合磁性能的常用方法。在许多情况下，微合金化元素如铜和钕明显减小晶粒尺寸，优化硬磁性能。人们采用三维原子探针(3DAP)和透射电子显微术研究了Fe3B/Nd2Fe14B纳米复合材料微结构形成过程中铜和钕原子的团聚和偏析行为，结果发现，铜原子在非晶晶化前形成高密度原子团(~1024/m3)，这些原子团成为Fe3B初次晶的非均匀形核位置，从而细化了最终纳米复合材料的组织结构。日本筑波材料科学研究所材料工程实验室材料物理小组的D. H. Ping研究了这些微量元素在α-Fe/Nd2Fe14…     

Fe-0.04Nb-0.02C合金的强化

Fe-0.04Nb-0.02C合金经1175—900℃轧制并随即在600℃等温处理后,获得直径为7—22微米等轴细晶粒的α-Fe。在α-Fe中保留相当数量的三维和二维位错网络,并沉淀析出细小的NbC粒子。通过细化晶粒,NbC第二相粒子和位错亚结构的综合强化,合金下屈服强度可提高到35—38公斤/毫米~2。下屈服强度σ_(1y)与晶粒的平均直径d之间的关系符合Hall-Petch公式: σ_(1y)=σ_i+k_yd~(-(1/2)) 其中k_y=2.2公斤/毫米~(3/2);对于600℃等温30秒,40分及3小时者,σ_i分别为21.5,13.5及13.5公斤/毫米~2。理论计算结果表明,σ_i值是NbC第二相粒子弥散强化,位错亚结构强化和点阵阻力对屈服强度贡献σ_p,σ_d和σ_1的叠加,即σ_i=σ_p+σ_d+σ_1 合金的位错密度随拉伸变形程度的增高而增加。平均位错密度ρ与对应的流变应力值σ_f的关系可表达成下式σ_f=σ_0+αGbρ~(1/2) 其中α=0.37;σ_0是除位错交互作用外其他因素对流变应力的贡献,对于600℃等温30秒,40分和3小时者,σ_0分别为34,30及30公斤/毫米~2。在α-Fe中沉淀析出的NbC粒子周围观察到“沉淀生长”位错圈,对其形成机理进行了分析,它们的强化作用尚需进一步探明。     

STRENGTHENING OF THE Fe-0.04Nb-0.02C ALLOY

Fe-0.04Nb-0.02C合金经1175—900℃轧制并随即在600℃等温处理后,获得直径为7—22微米等轴细晶粒的α-Fe。在α-Fe中保留相当数量的三维和二维位错网络,并沉淀析出细小的NbC粒子。通过细化晶粒,NbC第二相粒子和位错亚结构的综合强化,合金下屈服强度可提高到35—38公斤/毫米~2。下屈服强度σ_(1y)与晶粒的平均直径d之间的关系符合Hall-Petch公式: σ_(1y)=σ_i+k_yd~(-(1/2)) 其中k_y=2.2公斤/毫米~(3/2);对于600℃等温30秒,40分及3小时者,σ_i分别为21.5,13.5及13.5公斤/毫米~2。理论计算结果表明,σ_i值是NbC第二相粒子弥散强化,位错亚结构强化和点阵阻力对屈服强度贡献σ_p,σ_d和σ_1的叠加,即 σ_i=σ_p+σ_d+σ_1 合金的位错密度随拉伸变形程度的增高而增加。平均位错密度ρ与对应的流变应力值σ_f的关系可表达成下式 σ_f=σ_0+αGbρ~(1/2) 其中α=0.37;σ_0是除位错交互作用外其他因素对流变应力的贡献,对于600℃等温30秒,40分和3小时者,σ_0分别为34,30及30公斤/毫米~2。 在α-Fe中沉淀析出的NbC粒子周围观察到“沉淀生长”位错圈,对其形成机理进行了分析,它们的强化作用尚需进一步探明。