一、3d过渡金属在NiAl中占位的第一原理计算（论文文献综述）
卢彩彬,李新梅[1]（2021）在《难熔元素合金化NiAl合金的第一性原理计算》文中研究指明基于密度泛函理论,研究了合金元素Zr、Hf、Nb、Ta对NiAl合金的电子结构、力学性能和热学性能的影响,分析了合金相的晶胞参数、态密度、韧脆性以及焓、自由能、熵、德拜温度和热容。研究表明:Zr、Hf、Nb和Ta在晶胞结构中都倾向于取代Al位点,合金化后晶胞的晶格参数和晶胞体积均增加到不同程度。态密度图显示0～20 eV能量范围内,态密度分布均较为平均,没有局域的态密度（density of states, DOS）尖峰,-10～0 eV能量区间内态密度均出现最强峰。由柯西压力值判断,Zr、Hf、Nb、Ta的加入均使柯西压力值增大,且合金相模量比（ratio of shear modulus to bulk modulus,G/B）的值均小于0.57,合金相表现出相对韧性。在0～1 700 K温度范围内,合金相的焓、熵均随温度的升高而增大,当温度高于400 K时,合金相的德拜温度均趋于420 K;随着温度的升高,合金相的热容值均趋近于杜隆-珀蒂极限值,表明合金化后结构体现出良好的热力学性能。
张聪[2]（2021）在《Ni-Al金属间化合物的第一性原理研究》文中研究指明本文基于密度泛函理论对NiAl、Ni3Al、NiAl3、Ni2Al3、Ni5Al3 5种Ni-Al金属间化合物进行了理论研究。具体分析了 Ni-Al金属间化合物的形成焓、电子结构和布居数、弹性模量以及弹性各向异性;高压下的电子结构,力学性质,热力学性质;以及稀土元素 RE（RE=Sc,Y,La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Ho,Er,Tm,Yb,Lu）对Ni3Al的影响。具体研究成果如下:形成焓研究表明常压下5种Ni-Al金属间化合物中NiAl为最稳定。5种Ni-Al 金属间化合物在靠近费米能级处的态密度的贡献主要来自 Ni 原子的 3d 轨道和A1原子的3P轨道,Ni原子和A1原子之间形成了 p-d杂化。电子转移情况表现为Ni原子得到电子,A1原子失去电子。机械稳定性条件判定均为稳定的,通过多晶弹性模量以及B/G值分析,Ni3Al具有最大的体积模量,泊松比v,B/G值即为最好的韧性,NiAl具有最高的剪切模量和杨氏模量。各向异性指数AU分析其总体各向异性的大小顺序为:Ni3Al>Ni5Al3>NiAl>NiAl3>Ni2A13。在高压下5种不同的Ni-Al金属间化合物的体积模量B,剪切模量G,杨氏模量E,B/G值,泊松比v均随压力的增加而不断增加。Ni-Al金属间化合物的各向异性随压力增加不断增加。热膨胀系数均随温度的升高而增加,随压力的增加而降低。德拜温度（θD）都随温度的增加而略微降低,随压力的增加而逐渐升高。当温度达到德拜温度时,等容热容Cv符合杜隆一珀替（Dulong-Petit）定律,即随着温度的不断增加,Cv逐渐成为一个与温度无关的常数,而等压热容则继续增加。根据掺杂形成能和占位倾向能AEsite的计算表明Eu、Er、Tm、Yb倾向于占Ni 位,而 Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Ho、Lu 倾向于占A1位;掺杂体系的三元化合物都具有金属性。掺杂体系中主要存在RE-Al和Ni-Al共价键。不同掺杂体系的体积模量B,剪切模G,杨氏模量E不同程度降低。掺杂体系的韧性除Ni24A17Y,Ni24A17Er和Ni24A17Tm外,其余基本都提高了。其中,韧性改良最好的为Ni23Al8Sm。同种元素占据Ni位的各向异性大于占据A1位各向异性。
吴亚丽[3]（2020）在《B2型NiSc/NiAl掺杂金属间化合物力学性能的第一性原理及实验研究》文中认为B2型NiSc和NiAl金属间化合物在高温结构材料领域有着光明的应用前景,但是它们却具有共同的缺点—室温塑性差,这会极大地阻碍其广泛应用。本文首先运用基于密度泛函理论的第一性原理方法系统研究了Al掺杂浓度对NiSc金属间化合物（Al浓度为0 at.%、3.125 at.%、4.167 at.%、6.25 at.%和12.5 at.%）以及Sc掺杂浓度对NiAl金属间化合物（Sc浓度为0 at.%、2.78 at.%、3.125 at.%、4.167at.%和6.25 at.%）的晶格结构、相稳定性、择优占位、力学模量以及塑性等方面的影响,并从微观电子成键角度揭示了掺杂量对两种金属间化合物力学性能影响的本质原因。然后基于理论研究结果,从实验上研究了不同Al掺杂浓度的NiSc合金和不同Sc掺杂浓度的NiAl合金亚快速凝固组织特性及演变规律,分析了掺杂浓度对两种合金中B2相的弹性模量和塑性的影响,验证了第一性原理预测结果的正确性。主要的结果如下:Ni-Sc系金属间化合物计算结果表明,Ni-Sc系五种金属间化合物均具有热力学稳定性和力学稳定性,其中以NiSc在常温下的热力学稳定性最好。五种化合物均具有本征延性,其中以NiSc2的延性最好,NiSc次之。Ni-Sc系金属间化合物的抗体积变形力、抗剪切力、刚度以及共价键强随Sc含量的减少逐渐增强。Ni2Sc,NiSc和NiSc2化合物几乎没有磁性,而Ni5Sc和Ni7Sc2则是磁性化合物。对比分析后发现NiSc是五种Ni-Sc系合金中塑性较为理想且具有B2结构的RM非磁性金属间化合物。Al掺杂B2-NiSc金属间化合物和Sc掺杂B2-NiAl金属间化合物的计算结果表明,所研究浓度的Al掺杂引起NiSc化合物的晶格畸变率在3.25%以内,所研究浓度的Sc掺杂引起NiAl化合物的晶格畸变率在2.5%以内。所有Al掺杂NiSc体系以及Sc掺杂NiAl体系均满足热力学稳定性和力学稳定性。在Al掺杂NiSc体系中,Al原子更倾向于优先占据Sc位;在Sc掺杂NiAl体系中,Sc原子更倾向于优先占据Al位。力学性能方面,对于Al取代Sc掺杂的NiSc体系,Al元素的加入可以提高B2-NiSc金属间化合物的延展性,并且随Al掺杂浓度的增加,合金中Ni与Sc原子间的共价键逐渐减弱,金属键逐渐增强,延展性逐渐得到提高。此外,NiSc、Ni16Sc15Al和Ni8Sc7Al化合物的刚度、共价键强以及熔点相接近,而Ni12Sc11Al和Ni4Sc3Al相接近,并且后两者均比前三者的值小。对于Sc掺杂NiAl体系的力学性能,Sc元素添加后,由于合金体系中Ni、Al原子间的共价键受到抑制,金属性增强,因此NiAl合金的延展性得到提高,并且随Sc含量的增加总体上呈现增强趋势。在同一掺杂浓度下,Sc取代Ni掺杂化合物的延展性比Sc取代Al掺杂化合物的更好。NiAl掺杂化合物的抗体积变化力、抗剪切力、刚度、共价键强以及熔点等随Sc浓度的逐渐增加总体呈减弱趋势。同一掺杂浓度下,与Sc取代Ni掺杂化合物相比,Sc取代Al掺杂化合物对体积变化和剪切变形的抵抗力更大,刚度和共价键更强,熔点更高。Al掺杂合金Ni50Sc50-xAlx（x=3.125、4.167和6.25）和Sc掺杂合金Ni50Al50-xScx（x=4.167和6.25）的实验结果表明,无论是水冷铜模凝固态组织还是均匀化退火热处理组织,两类掺杂合金中除具有基体B2相外都还具有第二相,且随掺杂量的增加,Ni50Sc50-xAlx系列合金中B2-NiSc相逐渐减少,Ni2Sc相逐渐增多,Ni50Al50-xScx系列合金中B2-NiAl相逐渐减少,Ni2Al Sc相逐渐增多。Ni50Sc50-xAlx掺杂合金B2-NiSc相中置换固溶进的Al原子浓度随Al掺杂量的增加而增多,并且Al原子置换取代Sc原子的几率略高于Ni原子。Ni50Al50-xScx掺杂合金B2-NiAl相中置换固溶进的Sc原子浓度随Sc掺杂量的增加而增多,但由于B2-NiAl有均相区,所以仅据EDS分析结果无法判断Sc元素到底置换取代Ni和Al哪种原子的几率更高。力学性能方面,均匀化退火后,Ni50Sc50-xAlx和Ni50Al50-xScx系列掺杂合金中B2相的弹性模量虽均低于掺杂前,但塑性却都得到了一定提高。此实验结果与与第一性原理的预测结果相吻合。理论和实验研究表明,尽管纯NiAl具有比纯NiSc更高的熔点和力学模量,但纯NiSc却具有比纯NiAl更好的本征塑性。对于同一掺杂浓度下的塑性,Al取代Sc掺杂的NiSc相要大于Sc取代Al掺杂的NiAl相,但是却小于Sc取代Ni掺杂的NiAl相。
刘洋[4]（2017）在《X（Hf，Ta，W，Re）元素合金化影响γ-TiAl力学及热力学性质的理论研究》文中认为TiAl合金作为一种理想的高温结构材料,具有密度低、比强度高、抗蠕变以及抗氧化等优点,被广泛应用于航空航天、汽车制造等其他相关行业。合金化元素添加是改善合金性能的有效方法。Hf,Ta,W,Re合金化在提高TiAl合金力学性能方面有着显着的影响,但其对于热力学性质影响的研究较少。本文利用密度泛函理论（DFT）结合准谐近似方法研究了 Ti16Al16,Ti15Al16X和Ti16Al15X（X=Hf,Ta,W,Re）的电子结构及热力学函数,探索合金化改善TiAl延展性及高温热强性与热稳定性难以协调问题的有效方法。形成能的计算显示,X（X=Hf,Ta,W,Re）原子合金化结构均为稳定结构,计算形成能的差值得出Hf,Ta原子倾向于占据Ti位,W,Re原子倾向占据A1位。轴比的计算结果显示,Hf,Ta,W,Re原子替换Al原子及Hf原子替换Ti原子能够提高TiAl的延展性,Ta,W,Re替换Ti原子对合金延展性无改善作用。电子态密度的分析解释了 X原子倾向占位的原因,电荷密度的分析发现Hf原子掺杂降低TiAl中原子间的键合强度,使合金硬度减小;Ta,W,Re原子掺杂使TiAl键合强度增强,提高了合金的抗压缩能力。X原子掺杂使Ti16Al16中横向声学支消失,显示掺杂原子对声学支作用较大,而声学支与材料热力学性质密切相关,说明合金化原子对合金热力学性能作用显着。Ta,W,Re原子占据Ti位能够同时提高合金的热强性和热稳定性,Ta,W,Re原子占据Al位分别在T<520K,T<650K和T<750K时热强性较TiAl有增强,但随温度升高,存在热稳定性不足的缺点。Ti-Al-Hf在整个温度范围内对TiAl无改善作用。
陶辉锦,孙顺平,张铖铖,陈图,罗伟,江勇[5]（2014）在《金属间化合物L10-TiAl点缺陷浓度的第一原理》文中研究表明采用第一原理平面波赝势方法,结合Wagner-Schottky缺陷热力学模型,研究金属间化合物L10-TiAl中各种空位和反位点缺陷的形成焓、热力学平衡浓度及其相互作用等。结果表明:这些缺陷的热力学平衡浓度均随温度的升高而增大,其中反位缺陷浓度均高于空位缺陷浓度,Ti空位浓度高于Al空位浓度。在理想化学计量比成分下,Ti反位缺陷的浓度与Al反位缺陷的基本相当;在略偏离计量比的富Ti成分端,Ti反位缺陷的浓度高于Al反位缺陷的;在富Al成分端则相反。不同点缺陷之间均普遍存在相互排斥性,难以聚集,将倾向于向基体中分散和扩散。
何君琦[6]（2013）在《稀土掺杂NiAl金属间化合物结构和性能的第一性原理研究》文中研究指明金属间化合物NiAl因为良好的高温强度、较高的抗氧化性和抗腐蚀性，相对较低的密度以及较高的熔点，可望成为工程应用尤其是在航空航天领域中最有前途的材料。然而，室温下断裂韧性差和延性差限制了它的应用。合金化方法是一种简易有效的改性途径，经常被用于提高NiAl的性能。最常用的合金化元素为3d和4d过渡族元素，如Fe、Cr、V、Co、Mo、 Ti、Ga和Mn等。合金化方法操作简单有效，只需选择好所用的合金化元素或合金化元素组合，就可以直接应用于铸造过程中。稀土元素是活性元素，适量的稀土合金化元素可以提高金属的室温压缩延性。本文研究了单稀土元素（Sc、Y、La、Ce、Nd、Pr、Pm、Sm、Eu）、不同Y含量以及稀土（La、Ce、Pr）与非稀土（Ti、V、Cr）协同作用三种情况对NiAl结构和性能的影响。CASTEP模块采用密度泛函理论的超软赝势，利用赝势平面波进行量子力学第一性原理计算。所有模型均采用广义梯度近似（GGA）构造交换-关联能泛函。本文通过CASTEP模块计算了合金化NiAl各模型的晶格常数、弹性性质以及电子结构。研究表明，单稀土元素Sc、La、Ce、Pr、Pm、Sm、Eu倾向于占据NiAl中Al的位置，而Y和Nd倾向于占据Ni的位置；Sc、Y、La、Nd、Pr、Pm的加入，在不同程度上降低了NiAl的硬度，其中La的加入对NiAl硬度的影响最大，Sm对NiAl的硬度几乎没有影响。所有的9种稀土元素均提高了NiAl的延性，其中只有Ni8Al7Ce和Ni8Al7Eu模型的硬度和延性相对于Ni8Al8而言同时提高。从NiAl掺杂Ce、Eu的态密度图中可以看出，增加的两个尖峰是Al的s、p轨道电子及Ni的d轨道电子分别与稀土杂化作用产生的。从差分电荷密度图和键的布居值来看，Ni8Al7La离子性增强，而共价性降低，因此Ni8Al7La延性较好而硬度较差。掺Ce以及掺Eu的模型中，Ni8Al7Ce离子性比Ni8Al7Eu强，因而Ni8Al7Ce的延性要高于Ni8Al7Eu，而Ni8Al7Eu中共价性整体要高于Ni8Al7Ce的共价性，因而，Ni8Al7Eu的硬度要略高。Ni3YAl4、Ni7YAl8、Ni11YAl12和Ni15YAl16分别代表Y的含量分别为12.500at.%、6.250at.%、4.167at.%和3.125at.%的NiAl合金化模型。当NiAl中Y的含量为3.125at.%时，模型的硬度最接近NiAl,当Y的含量为6.250at.%时，模型具有最好的延性，从态密度图中可以看出，与NiAl相比，前者的杂化作用减弱而后者的杂化作用增强。Ni15YAl16中的Ni-Ni键和Al-Al的共价性比Ni7YAl8强，而Ni7YAl8中Ni-Al键的共价性比Ni15YAl16强，Y-Al键的离子性也较强。在Ti、V、Cr与La的协同作用中，Cr与La的协同作用效果较好，使得NiAl的延性提高，硬度损失降低；在Ti、V、Cr与Ce的协同作用中，Cr与Ce的协同作用效果较好，使得NiAl的延性和硬度同时提高；在Ti、V、Cr与Pr的协同作用中, Ti和Pr的作用效果较好，使得NiAl的延性提高，硬度得以保持。从Ni8Al6CrCe和Ni7TiAl7Pr的态密度图中可以看出，两种模型中均有赝能隙的存在，使得模型的共价键增强，主要归因于Ce和Pr未饱和的4f轨道电子的贡献。在键的布居值分析中，模型Ni8Al6CrCe中Ni-Al键、Al-Al键、Ni-Ni键的共价性相对于Ni8Al8而言有所增强，模型Ni7TiAl7Pr中各Ni-Al键的共价性均增强，Al-Al键的变化较不明显，Ni-Ni键共价性增强。在模型Ni8Al6CrCe中，协同合金化元素Cr和Ce均只与Ni成键，而Ni7TiAl7Pr中协同合金化元素Ti和Pr均分别与Ni和Al成键，其引入的离子键更多。因此，Ni7TiAl7Pr的离子性要强于Ni8Al6CrCe。利用放电等离子烧结工艺和激光重熔工艺制备了NiAl、NiAl-1（掺入0.25at.%Ce的NiAl）、NiAl-2（掺入1.15at.%Ce的NiAl）三种试样，并对三种试样进行了显微组织分析和力学性能测试，结论如下：激光重熔的中心区域，由于温度场的分布，处于高温区的元素流动较快，扩散充足，又由于冷却速度快，因此部分Ce元素保留在晶粒内部。激光重熔后，随着Ce含量的增加， NiAl-1以及NiAl-2的硬度、弹性模量和弹性恢复率均有不同程度的提高。这一结论与第三章的计算结果相符。单稀土掺杂以及稀土与非稀土共掺杂的计算结果，与目前已知的试验结果基本吻合。
吕柏林[7]（2012）在《镍基合金及镍铝金属间化合物的结构与性能的第一性原理研究》文中研究指明现代工业的发展对镍基合金不断提出新的性能要求,如（1）第1V代反应堆要求镍基合金克服抗辐射性差的弱点,（2）镍基合金作为反应堆钴基高抗磨合金的替代材料必需提升其抗磨性和无钝化表面的耐蚀性,（3）高温应用的发展迫使镍基合金的高温强度需进一步提升。当高温应用的发展超出镍基合金的耐热极限,镍铝金属间化合物有望接替镍基合金承受更高温度的冲击。本论文基于上述材料发展的迫切需求,针对镍基合金的性能不足及镍铝金属间化合物的固有缺陷,采用第一性原理计算方法对两种合金的结构和性能的合金化效应进行系统研究,探索其微结构形成规律和性能关系,为设计/获得高性能合金提供理论基础。主要内容包括空位扩散、位错运动、平面缺陷（反相畴界和层错）和电极势等方面。首先,通过超晶胞的方法以及建立不同的模型结构,基于一系列能量学计算得到镍基合金γ相中的空位形成能和迁移能障、内禀层错能、表面原子的电极势等,研究发现（1）随着空位浓度增大,原子空位扩散能障降低,空位扩散的频率增大,从而导致原子扩散速率增大。镍基合金受辐射后γ相中大量过饱和空位的产生增强了其原子空位扩散能力,因而导致靠低温抑制原子扩散来稳定组织结构的措施失效,过饱和固溶状态的γ,相在形核和长大动力的驱动下析出或粗化沉淀相,造成镍基合金性能劣化。空位形成能和迁移能障是辐射空位浓度增大-扩散激活-沉淀相析出/粗化-性能劣化机制的关键参量。计算结果表明合金元素Os、Re、W、Ir、Au、Hf、Pt、Ta能够提高空位迁移能障,其中Os、Re、W、Ir还能提高空位形成能,而Au、Hf、Pt、Ta能降低空位形成能。5d过渡元素从Hf开始,随着d电子的增多空位形成能逐渐增大,到Re时达到最大值,然后逐渐减小。空位迁移能障的变化趋势正好与上述结果相反。电子结构分析表明,其变化规律与合金元素和宿主Ni原子的成键强弱有关。此项研究表明合金元素的合理选择能有效降低镍基合金受辐射后的空位浓度,提高空位迁移能障,降低原子的空位扩散,改善抗辐射性能。（2）合金元素Re能显着降低镍基合金γ相的层错能,W、Hf、Os、 Ta、Ir、Pt的作用依次减弱,电子结构分析表明合金元素对层错能的影响情况决定于合金元素与镍原子的成键强度,成键越强,层错能下降越大。合金元素的合理选择能有效降低镍基合金基体的层错能,抑制表层胞状结构的产生,提高抗磨性。（3）Cr、Hf、 Ta、W、Re、Os能增强合金表面Ni原子的电化学稳定性,而Sc、Ti、V、Mn、Fe、 Co、Cu、Zn、Ir、Pt、Au对合金表面Ni原子的电化学稳定性有不同程度的降低作用。合金表面吸附水分子后表面Ni原子的稳定性下降,而且水分子与表面成键越强,稳定性下降越显着。此研究表明合金元素的合理选择能有效提高合金表面Ni原子的电极势,增强表面电化学稳定性,提高无钝化表面的抗蚀性,防止腐蚀磨损。上述三方面（空位形成与扩散,层错能和表面电极势）的研究成果对抗辐射镍基合金和高钴耐磨合金替代材料的研制具有一定的理论指导价值。其次,本论文计算了γ’相（Ll2-Ni3Al）的<110>和<100>反相畴界能,发现所有5d过渡金属元素（Hf-Au）均能提高γ’相的<110>和<100>反相畴界能。纯Ni3Al的反相畴界能各向异性比满足交滑移条件,而5d合金元素掺杂不利于γ’相交滑移的发生。文中提出一种计算多成分合金性能的方法,使模型计算更具实用价值,采用该方法的计算发现,5d合金元素在滑移面上的含量小于临界值时,相应合金才会出现屈服强度异常。上述研究结果能为镍基合金高温强度的提升提供理论指导。最后,本论文计算了NiAl金属间化合物的<111>反相畴界能、Peierls应力、不稳定堆垛层错能、塑性判据、解理能等。研究发现Cr合金化有利于激活NiAl<111>位错,但是Cr对<111>方向变形性质的改善非常微弱,稍有偏差就会失去塑性化作用,由此澄清Cr的真实作用,解释了不同实验结果的矛盾。研究还发现合金元素Au、Fe、Mn比Cr更有利于NiAl<111>位错的激活。另外,鉴于Pt、Re、Os、Ir、Co元素占据Al位以及Ni在A1位的反位比Cr更有利于NiAl<111>位错的激活,文中提出了一种新的改善多晶NiAl塑性的思路。上述研究成果可指导多晶NiAl塑性改善的实验研究。
刘友成[8]（2012）在《NiAl金属间化合物力学性质B，P合金化效应的计算研究》文中研究指明B2结构NiAl具有高熔点、密度小、导热性好、高温抗氧化性能好等优点，被人们视为用来替代现有Ni基合金的一种理想的航空材料，但NiAl的实际应用却受到金属间化合物本身室温塑、韧性较差的限制。为了改善NiAl金属间化合物的室温脆性，国内外科研人员分别在合金化、细化晶粒等方面开展了大量的研究工作，本文根据现有的实验结果，选取B2-NiAl作为研究对象，根据NiAl的微观结构、物理性质与宏观性能等建立了分析B2-NiAl本征力学性质相对应的物理量，采用第一原理基于虚拟晶体势函数（VCA）近似，计算研究了NiAl金属间化合物力学性质的合金化效应，研究结果期望为高温结构材料性能的优化设计提供理论指导。计算了NiAl金属间化合物的平衡晶格常数、结合能、合金形成热、态密度和能带，发现平衡晶格常数、合金形成热、弹性常数的计算值与实验值和他人计算结果基本吻合。计算了B元素在NiAl合金中的占位情况。从晶体结构优化的结果来看，B占据四面体间隙的γ位置，在结构优化后，B原子倾向到八面体间隙的α位置，由此可以确定B原子合金化后占据尺寸较小的八面体间隙；B合金化后三种位置的形成热与结合能非常结近，从电荷集居数、电荷密度、晶格畸变量及晶体结构优化的结果来看，B原子占据八面体间隙的α位置的可能性较大；计算了B元素合金化前后NiAl合金的电子结构与力学性质，发现B元素合金化降低了NiAl的硬度，但提高延性。计算了P元素在NiAl合金中的五种掺杂位置。从合金能量学的角度来看，P原子占据间隙位置的可能性较小，容易以原子置换的形式存在。从晶格畸变量来看，P原子占据三种间隙位置，相对于P置换Ni或Al原子位置，晶胞体积变动量要大得多，由此可见P置换Ni或Al原子时，合金化体系的能量低，体系趋于稳定。计算分析了P元素合金化浓度（浓度x≤6.25%）的变化对NiAl合金力学性能的影响。发现P合金化浓度在0.125%（均为原子百分比）附近，B2-NiAl晶体的延性最好、硬度最小，在0.188%附近，B2-NiAl晶体产生强烈的固溶强化硬度急剧增大，但延性下降，在1.25%附近及在3.75%-6.25%区间，B2-NiAl晶体的延性有所改善，但在0.5%附近，B2-NiAl晶体的延性最差。
韩秀丽[9]（2010）在《氢在钛晶体中作用的第一原理计算和分子动力学模拟研究》文中指出近年来钛合金氢处理技术和理论的研究得到众多材料工作者的重视,对钛合金的氢处理工艺、氢处理后合金的力学性能、加工性能以及组织结构等方面进行了大量研究,并取得了很多成果。但对于氢致钛合金热塑性机理的研究进展相对缓慢,缺乏从电子、原子尺度上阐述氢在钛及钛合金中的作用机理,以及从物理本质上揭示氢致热塑性机理的理论研究工作。本文采用第一原理平面波赝势方法和分子动力学模拟方法系统研究了Ti-H体系的晶体结构、能量性质、原子扩散性质、弹性性质和力学性质,从电子和原子层次上揭示了氢在钛晶体中的作用机理。氢在钛晶体中的占位是建立合理的钛-氢晶体结构模型进而进行各种性质计算的基础,本文首先采用第一原理方法研究了氢在钛晶体中的占位。结果表明,相同氢含量的α-Ti-H和β-Ti-H晶体中,氢原子位于八面体间隙时的晶体点阵畸变程度比氢原子位于四面体间隙时小,而其溶解热绝对值比氢位于四面体间隙时大。氢原子在α-Ti和β-Ti晶体中均倾向于占据八面体间隙位置。氢原子占据α-Ti晶体的八面体间隙后,其最近邻Ti原子的3p轨道部分电子向氢原子1s轨道转移,H原子与最近邻Ti原子间的键共价性较强。氢原子改变了其最近邻钛原子的电子态密度,降低了Ti-Ti原子间成键的强度,氢在α-Ti中存在弱键效应。氢原子占据β-Ti晶体的八面体间隙后,改变了其周围钛原子的电子态密度,提高了Ti-Ti原子间的成键强度,氢在β-Ti中存在强键效应。原子间的相互作用势是分子动力学模拟的基础和关键。本文在EAM模型的基础上,结合Johnson的分析型EAM模型,建立了Ti-H体系的EAM作用势模型。采用Johson的分析型EAM模型确定了Ti原子的势函数表达式,给出了模型参数;提出了新的H原子的势函数表达式,通过拟合面心立方金属氢的晶格常数、结合能、体积模量的第一原理计算结果以及氢在钛中的溶解热确定了模型参数。基于此模型,采用分子动力学方法模拟计算了Ti-H晶体的结构和能量性质以及氢在α-Ti-H晶体中的溶解体积和溶解热,模拟结果验证了所建模型的合理性和可靠性。基于本文建立的Ti-H体系EAM模型,采用分子动力学方法研究了氢在α-Ti和β-Ti晶体中的扩散机制。氢原子在α-Ti晶体中的扩散存在各向异性,沿c轴方向扩散的激活能要小于沿基平面扩散的激活能,在基平面上的扩散机制为O-T-O扩散。氢在β-Ti晶体中的扩散机制为最近邻八面体间隙之间的直线跳跃。计算了氢在α-Ti和β-Ti晶体中的扩散激活能和频率因子,计算结果与实验结果和其它计算结果吻合较好。基于本文建立的Ti-H体系EAM模型,采用分子动力学方法研究了氢对α-Ti和β-Ti晶体中钛原子自扩散性质的影响。结果表明,氢降低了α-Ti晶体的单空位形成能和钛原子自扩散迁移能及激活能,提高了钛原子自扩散激系数,促进了钛原子自扩散运动。氢提高了β-Ti晶体的单空位形成能和钛原子自扩散迁移能和激活能,降低了钛原子自扩散激系数,阻碍了钛原子自扩散运动。计算了α-Ti-H和β-Ti-H晶体的弹性模量。结果表明,氢提高了α-Ti晶体的体弹性模量,降低了α-Ti晶体的杨氏模量和剪切模量;不同氢含量的β-Ti-H晶体的体弹性模量、杨氏弹性模量和剪切弹性模量的计算值均大于β-Ti晶体的计算值,氢提高了β-Ti晶体的弹性模量。基于本文建立的Ti-H体系EAM模型,采用分子动力学方法模拟了Ti和Ti-H晶体的变形行为。结果表明,α-Ti-H晶体沿c轴断裂的的拉应力临界值和沿{0001}<1210>剪切的切应力临界值随着温度的升高和氢含量的增加而下降。氢降低了α-Ti晶体的理论断裂强度和理论屈服强度。β-Ti和β-Ti-H晶体在单向拉伸应力下发生相转变,不同模拟温度下β-Ti-H晶体发生相转变的拉应力临界值均大于β-Ti,证明氢增加了β相的稳定性。氢对β-Ti-H晶体的理论屈服强度的影响与温度有关,在高温下氢提高了β-Ti晶体的理论屈服强度。
司文平[10]（2010）在《第三组元掺杂下Ti5Si3弹性性质和电子结构的第一原理计算》文中研究指明本文选取置换金属原子Zr、V、Nb、Cr,及间隙原子B、C、N和O作为第三组元添加入Ti5Si3中,利用基于密度泛函的第一原理超软赝势平面波法对合金化元素在Ti5Si3的占位及合金元素对其电子结构、弹性性质的影响做了分析。置换金属元素在Ti5Si3的占位是由元素半径决定的。半径大于Ti原子的元素Zr倾向于占据非链上空间较大的Ti6g位置,半径小于Ti原子的V和Cr倾向于占据链上的Ti4d位置,Nb具有与Ti原子相当的半径,可以同时占据Ti4d位和Ti6g位。Zr元素对Ti5Si3的韧性没有影响,而V、Nb和Cr可以有效提高Ti5Si3的韧性,但是各自的机制不同。置换元素对Ti5Si3的韧性改善与其半径无关,而是由电子在靠近费米能附近的d（Me4d）–d（Me4d）成键态、反键态和d（Me6g）非键态的占据决定。成键同时有利于体模量B和剪切模量G;非键的增加则会增加体模量B,降低剪切模量G;反键会同时降低体模量B和剪切模量G。间隙原子的添加会降低Ti5Si3的韧性。这是由于间隙原子p层电子与d（Ti6g）电子成键态加强,体模量和剪切模量同时增加。另一方面,Ti6g非键态在减少,降低了材料的体模量,提高了剪切模量。综合结果导致体模量和剪切模量都在增加,只不过体模量增加的程度没有剪切模量的大。这就导致间隙原子添加后,Ti5Si3的韧性反而在降低。
二、3d过渡金属在NiAl中占位的第一原理计算（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、3d过渡金属在NiAl中占位的第一原理计算（论文提纲范文）
（1）难熔元素合金化NiAl合金的第一性原理计算（论文提纲范文）
| 1 计算方法与模型 |
| 1.1 晶胞模型的建立 |
| 1.2 参数优化 |
| 1.3 合金相占位稳定性计算 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 晶格常数 |
| 2.2 态密度 |
| 2.3 韧脆性分析 |
| 2.4 热学性能分析 |
| 3 结论 |
（2）Ni-Al金属间化合物的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ni-Al金属间化合物的特点 |
| 1.3 Ni-Al金属间化合物的研究现状 |
| 1.4 第一性原理在材料研究中的应用 |
| 1.5 研究目的与意义 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第二章 理论基础与计算软件 |
| 2.1 第一性原理概述 |
| 2.2 薛定谔方程 |
| 2.3 Born-Oppenheimer近似 |
| 2.4 Hartree-Fock近似 |
| 2.5 密度泛函理论 |
| 2.5.1 概述 |
| 2.5.2 Thomas-Fermi模型 |
| 2.5.3 Hohenberg-Kohn理论 |
| 2.5.4 Kohn-Sham方程 |
| 2.6 交换-关联泛函 |
| 2.6.1 局域密度近似 |
| 2.6.2 广义梯度近似 |
| 2.6.3 赝势 |
| 2.7 固体材料的热力学性质 |
| 2.8 CASTEP软件介绍 |
| 2.9 本章小结 |
| 第三章 常压下Ni-Al金属间化合物的第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 晶体结构 |
| 3.3 计算方法 |
| 3.4 Ni-Al金属间化合物的晶格常数和形成焓 |
| 3.5 Ni-Al金属间化合物的电子结构分析 |
| 3.5.1 态密度分析 |
| 3.5.2 Mulliken布居分析 |
| 3.6 Ni-Al金属间化合物的力学性能 |
| 3.6.1 弹性性质 |
| 3.6.2 弹性各向异性 |
| 3.6.3 硬度 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 高压下Ni-Al金属间化合物能的第一性原理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 高压下Ni-Al金属间化合物的结构和形成能 |
| 4.2.1 高压下Ni-Al金属间化合物的晶体结构 |
| 4.2.2 高压下Ni-Al金属间化合物的形成能及稳定性 |
| 4.3 高压下Ni-Al金属间化合物的电子结构 |
| 4.4 高压下Ni-Al金属间化合物的力学性能 |
| 4.4.1 高压下 Ni-Al 金属间化合物的弹性常数及多晶弹性模量 |
| 4.4.2 高压下Ni-Al金属间化合物的各向异性 |
| 4.5 高温高压下Ni-Al金属间化合物的热力学性能 |
| 4.5.1 Ni-Al金属间化合物的结构 |
| 4.5.2 Ni-Al金属间化合物的热膨胀系数 |
| 4.5.3 Ni-Al金属间化合物的德拜温度 |
| 4.5.4 Ni-Al金属间化合物的热容 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 RE元素掺杂Ni3Al的第一性原理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 掺杂模型和计算参数 |
| 5.3 RE元素在Ni_3Al中的择优占位 |
| 5.4 RE元素对Ni_3Al电子结构的影响 |
| 5.4.1 态密度分析 |
| 5.4.2 Mulliken布居分析 |
| 5.5 RE元素对Ni_3Al力学性能 |
| 5.5.1 RE掺杂体系的多晶弹性模量 |
| 5.5.2 RE掺杂体系的各向异性 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读硕士学位期间的科研成果 |
| 附录 B 攻读硕士学位期间参与的科研情况 |
| 附录 C 攻读硕士期间获得奖励情况 |
（3）B2型NiSc/NiAl掺杂金属间化合物力学性能的第一性原理及实验研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 金属间化合物 |
| 1.1.1 金属间化合物概述 |
| 1.1.2 B2型金属间化合物概述 |
| 1.2 NiSc金属间化合物 |
| 1.2.1 NiSc金属间化合物简介 |
| 1.2.2 NiSc金属间化合物研究现状 |
| 1.3 NiAl金属间化合物 |
| 1.3.1 NiAl金属间化合物的物理化学性能 |
| 1.3.2 NiAl金属间化合物的力学性能 |
| 1.4 合金化对NiAl金属间化合物的改性 |
| 1.5 计算材料科学的合金化研究 |
| 1.5.1 NiAl金属间化合物的合金化计算 |
| 1.5.2 其它金属间化合物的合金化计算 |
| 1.6 选题依据和研究内容 |
| 1.6.1 课题研究的目的和意义 |
| 1.6.2 课题研究的内容 |
| 2 计算与实验方法 |
| 2.1 计算方法 |
| 2.1.1 第一性原理概述 |
| 2.1.2 多粒子系统的薛定谔(Schr?dinger)方程 |
| 2.1.3 玻恩-奥本海默(Born-Oppenheimer)近似 |
| 2.1.4 哈特里-福克(Hartree-Fock)近似 |
| 2.1.5 密度泛函理论(Density Functional Theory) |
| 2.1.6 交换-关联能泛函 |
| 2.1.7 赝势 |
| 2.1.8 CASTEP(Cambridge Sequential Total Energy package)简介 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验合金的选取 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.2.3 试样的制备 |
| 2.2.4 试样的测试分析方法 |
| 2.2.5 力学性能实验 |
| 2.3 研究技术路线 |
| 3 Ni-Sc系金属间化合物结构和力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型 |
| 3.3 计算方法细节 |
| 3.4 计算结果与讨论 |
| 3.4.1 晶格结构 |
| 3.4.2 形成焓与结构稳定性 |
| 3.4.3 力学性能分析 |
| 3.4.4 德拜温度 |
| 3.4.5 电子态密度分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Al掺杂对B2-NiSc金属间化合物结构和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算模型与方法 |
| 4.3 计算结果与讨论 |
| 4.3.1 晶格结构 |
| 4.3.2 结构稳定性与选择占位 |
| 4.3.3 力学性能分析 |
| 4.3.4 德拜温度 |
| 4.3.5 电子态密度分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al掺杂NiSc合金组织及B2-NiSc相力学性能的实验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al掺杂NiSc合金的微观组织 |
| 5.2.1 水冷铜模凝固态掺杂合金的组织与分析 |
| 5.2.2 掺杂合金热处理组织与分析 |
| 5.3 热处理后Ni_(50)Sc_(50-x)Al_x合金B2-NiSc相的力学性能 |
| 5.3.1 热处理后Ni_(50)Sc_(50-x)Al_x合金B2-NiSc相的弹性模量 |
| 5.3.2 热处理后Ni_(50)Sc_(50-x)Al_x合金B2-NiSc相的塑性 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Sc掺杂对B2-NiAl金属间化合物结构和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算模型与方法 |
| 6.3 计算结果与讨论 |
| 6.3.1 晶格结构 |
| 6.3.2 结构稳定性与选择占位 |
| 6.3.3 力学性能分析 |
| 6.3.4 德拜温度 |
| 6.3.5 电子态密度分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 Sc掺杂NiAl合金组织及B2-NiAl相力学性能的实验研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Sc掺杂NiAl合金的微观组织 |
| 7.2.1 水冷铜模凝固态掺杂合金的组织与分析 |
| 7.2.2 掺杂合金热处理组织与分析 |
| 7.3 热处理后Ni_(50)Al_(50-x)Sc_x合金B2-NiAl相的力学性能 |
| 7.3.1 热处理后Ni_(50)Al_(50-x)Sc_x合金B2-NiAl相的弹性模量 |
| 7.3.2 热处理后Ni_(50)Al_(50-x)Sc_x合金B2-NiAl相的塑性 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（4）X（Hf，Ta，W，Re）元素合金化影响γ-TiAl力学及热力学性质的理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Ti-Al金属间化合物概述 |
| 1.2 TiAl合金的研究背景 |
| 1.3 TiAl合金发展简史 |
| 1.4 TiAl合金中的合金化元素 |
| 1.4.1 合金元素的种类 |
| 1.4.2 合金元素对TiAl合金组织及性能的影响 |
| 1.5 课题研究的目标、内容及选题思想 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 选题思想 |
| 第2章 基础理论与计算方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 Tomas-Fermi模型 |
| 2.2.2 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.2.3 Kohn-Sham方程 |
| 2.2.4 交换关联能量泛函 |
| 2.2.5 赝势 |
| 2.3 密度泛函微扰理论(DFPT) |
| 2.4 晶格动力学理论 |
| 2.4.1 准谐近似方法 |
| 2.4.2 晶格动力学 |
| 2.4.3 热力学函数 |
| 2.4.4 热电子自由能 |
| 2.5 热力学计算的理论基础 |
| 2.6 基本物理量 |
| 2.6.1 电子态密度 |
| 2.6.2 电荷密度 |
| 2.7 计算软件 |
| 2.7.1 计算软件VASP |
| 2.7.2 计算软件PHONOPY |
| 第3章 Ti-Al-X的力学性质研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 晶体结构与模型建立 |
| 3.3 计算方法 |
| 3.4 合金形成能 |
| 3.5 几何结构 |
| 3.5.1 晶格常数 |
| 3.5.2 轴比 |
| 3.6 电子结构 |
| 3.6.1 电子态密度 |
| 3.6.2 电荷密度 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 Ti-Al-X的热力学性质研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法与细节 |
| 4.3 声子谱 |
| 4.4 体弹性模量与平衡体积 |
| 4.4.1 体弹性模量 |
| 4.4.2 平衡体积 |
| 4.5 热膨胀 |
| 4.5.1 线膨胀 |
| 4.5.2 体膨胀 |
| 4.6 热容 |
| 4.7 小结 |
| 第5章 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）稀土掺杂NiAl金属间化合物结构和性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 NiAl 金属间化合物的研究现状 |
| 1.2.1 NiAl 金属间化合物的结构 |
| 1.2.2 NiAl 金属间化合物的性能 |
| 1.2.3 解决 NiAl 金属间化合物室温脆性的主要方法 |
| 1.3 稀土的性质、应用与理论研究 |
| 1.4 计算材料学与电子结构 |
| 1.4.1 计算材料学的分类 |
| 1.4.2 能带计算方法概述 |
| 1.4.3 金属间化合物的电子结构及脆性 |
| 1.5 选题意义及本文的研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第2章 计算与试验方法 |
| 2.1 Born-Oppenheimer 近似（绝热近似)和 Hartree-Fock 近似 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 Hohenberg-Kohn 定理 |
| 2.2.2 Kohn-Sham 方程 |
| 2.3 交换-关联能泛函 |
| 2.3.1 局域密度近似方法 |
| 2.3.2 广义梯度近似方法 |
| 2.4 平面波赝势方法 |
| 2.5 CASTEP 软件包及其功能 |
| 2.6 线弹性力学理论基础 |
| 2.7 试验研究方法 |
| 2.7.1 纳米压痕测试 |
| 2.7.2 电子功函数测试 |
| 第3章 单一稀土掺杂对 NiAl 金属间化合物结构和性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 有无稀土掺杂 NiAl 晶体的原子结构模型 |
| 3.3 有无稀土掺杂 NiAl 晶体的电子结构计算与性能表征 |
| 3.3.1 稀土元素在 NiAl 中的占位 |
| 3.3.2 晶格常数 |
| 3.3.3 力学性能分析 |
| 3.3.4 态密度、差分电荷密度及布居分析 |
| 3.3.4.1 态密度分析 |
| 3.3.4.2 差分电荷密度分析 |
| 3.3.4.3 布居分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Y 浓度对 NiAl 金属间化合物结构和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同含量 Y 掺杂 NiAl 晶体的原子结构模型 |
| 4.3 不同含量 Y 掺杂 NiAl 晶体的电子结构计算与性能表征 |
| 4.3.1 力学性能分析 |
| 4.3.2 态密度及差分电荷密度 |
| 4.3.2.1 态密度分析 |
| 4.3.2.2 差分电荷密度分析 |
| 4.3.3 布居分析 |
| 4.3.3.1 Ni-Al 键 |
| 4.3.3.2 Ni-Ni 键和 Al-Al 键 |
| 4.3.3.3 单位键长布居的平均变化 |
| 4.3.3.4 Y-Ni 键和 Y-Al 键 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 稀土与非稀土元素共掺杂 NiAl 金属间化合物的结构和性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 稀土与非稀土元素共掺杂 NiAl 晶体的原子结构模型 |
| 5.3 稀土与非稀土元素共掺杂 NiAl 晶体的电子结构计算与性能表征 |
| 5.3.1 力学性能分析 |
| 5.3.2 态密度及差分电荷密度 |
| 5.3.2.1 态密度分析 |
| 5.3.2.2 差分电荷密度分析 |
| 5.3.3 布居分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 稀土掺杂 NiAl 金属间化合物试验与计算的比较 |
| 6.1 单一稀土掺杂/稀土与非稀土共掺杂的归纳与讨论 |
| 6.2 Ce 掺杂 NiAl 金属间化合物制备与组织分析 |
| 6.2.1 放电等离子烧结组织 |
| 6.2.2 放电等离子烧结试样的激光重熔组织 |
| 6.3 Ce 掺杂 NiAl 金属间化合物的力学性能 |
| 6.3.1 杨氏模量和硬度的纳米压痕测试 |
| 6.3.2 延性的电子功函数表征 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）镍基合金及镍铝金属间化合物的结构与性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镍基合金的抗辐射性能 |
| 1.2.1 辐射诱导肿胀 |
| 1.2.2 辐射诱导脆化 |
| 1.3 抗磨覆层材料 |
| 1.3.1 磨损机理 |
| 1.3.2 腐蚀磨损 |
| 1.4 Ni_3Al的强化作用 |
| 1.4.1 沉淀强化 |
| 1.4.2 屈服强度异常 |
| 1.5 NiAl合金的塑性 |
| 1.6 选题思想与研究内容 |
| 2 理论方法及计算软件 |
| 2.1 量子力学基本原理 |
| 2.1.1 薛定谔方程 |
| 2.1.2 绝热近似 |
| 2.1.3 单电子近似 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.3 塑性判据 |
| 2.4 Peierls-Nabarro模型 |
| 2.5 量子力学计算软件 |
| 3 镍基合金的缺陷与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 γ相中空位扩散的计算 |
| 3.2.1 计算方法与模型 |
| 3.2.2 结果与讨论 |
| 3.2.3 小结 |
| 3.3 γ相中层错能的计算 |
| 3.3.1 计算方法 |
| 3.3.2 计算模型 |
| 3.3.3 结果与讨论 |
| 3.3.4 小结 |
| 3.4 表面电化学性能 |
| 3.4.1 计算方法与模型 |
| 3.4.2 结果与讨论 |
| 3.4.3 小结 |
| 3.5 本章结论 |
| 4 Ni_3Al的反相畴界能与屈服强度异常 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法与模型 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 Ni_3Al的反相畴界能 |
| 4.3.2 合金元素在Ni_3Al中的阵点择优性 |
| 4.3.3 合金元素对Ni_3Al反相畴界的影响 |
| 4.3.4 合金元素对Ni_3Al反相畴界能各向异性的影响 |
| 4.4 本章结论 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法与模型 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 合金元素Cr的作用 |
| 5.3.2 其他合金元素的作用 |
| 5.4 本章结论 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 创新点摘要 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）NiAl金属间化合物力学性质B，P合金化效应的计算研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 金属间化合物的研究背景及意义 |
| 1.2 NiAl 金属间化合物的研究现状 |
| 1.2.1 晶体结构与性质 |
| 1.2.2 Ni-Al 二元相图 |
| 1.2.3 NiAl 金属间化合物的研究方法与研究热点 |
| 1.3 NiAl 金属间化合物目前存在的问题 |
| 1.4 计算材料学及计算模拟方法简介 |
| 1.4.1 第一原理计算法（FP 法） |
| 1.4.2 分子动力学方法（MD 法） |
| 1.4.3 蒙特卡洛方法（MC 法） |
| 1.4.4 有限元法（FEM 法） |
| 1.5 本文的研究目的与主要内容 |
| 第2章 第一原理计算和密度泛函理论 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 多粒子系统的定态薛定谔（Schr dinger）方程 |
| 2.3 密度泛函理论（DFT） |
| 2.3.1 Thomas-Fermi 模型 |
| 2.3.2 Hohenberg-Kohn 定理 |
| 2.3.3 Kohn-Sham 方程 |
| 2.3.4 交换关联能的近似 |
| 2.3.5 自洽场计算 |
| 2.4 基本物理量 |
| 2.4.1 能带结构 |
| 2.4.2 态密度 |
| 2.4.3 Mulliken 集居数分析 |
| 2.4.4 电荷密度图 |
| 2.5 Material Studio 计算软件——CASTEP 模块 |
| 2.5.1 CASTEP 模块简介 |
| 2.5.2 赝势 |
| 2.5.3 相关的参数 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 B2-NiAl 基本物性的计算与比较 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算条件 |
| 3.3 计算结果与讨论 |
| 3.3.1 晶格常数 |
| 3.3.2 态密度(Density of States) |
| 3.3.3 电荷转移情况 |
| 3.3.4 形成热与结合能 |
| 3.3.5 弹性模量 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 NiAl 中 B 原子占位分析及 B 合金化后力学性质的计算 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算模型与方法 |
| 4.3 计算结果与讨论 |
| 4.3.1 杂质形成热与结合能 |
| 4.3.2 结构分析 |
| 4.3.3 电荷集居数 |
| 4.3.4 价电荷密度 |
| 4.3.5 交叠聚居数 |
| 4.3.6 态密度 |
| 4.3.7 弹性模量 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 NiAl 合金中 P 原子占位分析计算 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算理论与条件 |
| 5.3 计算结果与讨论 |
| 5.3.1 杂质形成能与结合能 |
| 5.3.2 结构分析 |
| 5.3.3 电荷集居数 |
| 5.3.4 价电荷密度 |
| 5.3.5 交叠聚居数 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 P合金化浓度对 NiAl 力学性能影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算模型与方法 |
| 6.3 计算结果与讨论 |
| 6.3.1 B2-NiAl 晶体基本物性比较 |
| 6.3.2 P 合金化后 NiAl 晶体弹性模量 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
| 致谢 |
（9）氢在钛晶体中作用的第一原理计算和分子动力学模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 钛合金热氢处理技术研究历程 |
| 1.3 氢在钛及钛合金中的行为和作用机理 |
| 1.3.1 氢在钛中的存在形式及特性 |
| 1.3.2 氢在钛及钛合金中溶解与扩散 |
| 1.3.3 氢在钛及钛合金中的作用机理 |
| 1.4 氢致热塑性机理的研究现状 |
| 1.5 第一原理计算方法及其在材料科学中的应用 |
| 1.5.1 第一原理方法特点 |
| 1.5.2 第一原理赝势法在材料研究领域的应用 |
| 1.5.3 第一原理方法的局限性 |
| 1.6 分子动力学模拟方法在材料研究中的应用 |
| 1.6.1 固体扩散和相变的分子动力学模拟 |
| 1.6.2 位错运动行为的分子动力学模拟 |
| 1.6.3 氢在金属中作用的分子动力学模拟 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 理论模型与计算方法 |
| 2.1 第一原理计算方法 |
| 2.1.1 密度泛函理论 |
| 2.1.2 赝势方法 |
| 2.1.3 平面波基组 |
| 2.1.4 k点取样方法 |
| 2.2 分子动力学模拟方法 |
| 2.2.1 分子动力学方法基本原理 |
| 2.2.2 等温与等压过程分子动力学模拟 |
| 2.2.3 周期边界条件 |
| 2.2.4 原子间势函数模型 |
| 第3章 钛-氢晶体中氢原子占位的第一原理计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 晶体结构模型 |
| 3.3 计算方法和计算参数 |
| 3.3.1 计算方法 |
| 3.3.2 计算参数 |
| 3.4 计算结果与讨论 |
| 3.4.1 α-Ti和β-Ti晶体结构和结合能 |
| 3.4.2 α-Ti-H晶体中氢原子的占位 |
| 3.4.3 β-Ti-H晶体中氢原子的占位 |
| 3.4.4 氢对α-Ti晶体电子结构的影响 |
| 3.4.5 氢对β-Ti晶体电子结构的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钛-氢体系的EAM作用势模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 嵌入原子法模型 |
| 4.3 钛-氢体系的EAM模型 |
| 4.4 钛-氢晶体的结构和能量的分子动力学模拟 |
| 4.4.1 晶体结构模型 |
| 4.4.2 计算方法 |
| 4.4.3 α-Ti-H晶体的结构和能量性质 |
| 4.4.4 β-Ti-H晶体的结构和能量性质 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 钛-氢晶体中的原子扩散性质 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 氢原子在α-Ti-H晶体中的扩散性质 |
| 5.2.1 扩散模型与计算方法 |
| 5.2.2 计算结果与讨论 |
| 5.3 氢原子在β-Ti-H晶体中的扩散性质 |
| 5.3.1 扩散模型与计算方法 |
| 5.3.2 计算结果和讨论 |
| 5.4 氢对α-Ti-H晶体中钛原子自扩散性质的影响 |
| 5.4.1 扩散模型与计算方法 |
| 5.4.2 计算结果与讨论 |
| 5.5 氢对β-Ti-H晶体中钛原子自扩散性质的影响 |
| 5.5.1 扩散模型与计算方法 |
| 5.5.2 计算结果与讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 钛-氢晶体的弹性性质 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 钛-氢晶体弹性性质的第一原理计算 |
| 6.2.1 晶体结构模型 |
| 6.2.2 计算方法和计算参数 |
| 6.2.3 氢对α-Ti晶体弹性模量的影响 |
| 6.2.4 氢对β-Ti晶体弹性模量的影响 |
| 6.3 钛-氢晶体弹性性质的分子动力学模拟 |
| 6.3.1 晶体结构模型和计算方法 |
| 6.3.2 氢对α-Ti晶体弹性模量的影响 |
| 6.3.3 氢对β-Ti晶体弹性模量的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 钛-氢晶体力学性质的分子动力学模拟 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 钛-氢晶体拉伸力学性质的分子动力学模拟 |
| 7.2.1 晶体结构模型和计算方法 |
| 7.2.2 氢对α-Ti晶体拉伸力学性质的影响 |
| 7.2.3 氢对β-Ti晶体拉伸力学性质的影响 |
| 7.3 钛-氢晶体剪切力学性质的分子动力学模拟 |
| 7.3.1 晶体结构模型和计算方法 |
| 7.3.2 氢对α-Ti晶体剪切力学性质的影响 |
| 7.3.3 氢对β-Ti晶体剪切力学性质的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）第三组元掺杂下Ti5Si3弹性性质和电子结构的第一原理计算（论文提纲范文）
| 提要 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 改善Ti_5Si_3 韧性方法 |
| 1.2.1 细化晶粒改善金属间化合物韧性 |
| 1.2.2 复合化改善金属间化合物韧性 |
| 1.2.3 合金化改善金属间化合物韧性 |
| 1.3 第一原理研究金属间化合物的相关理论及研究现状 |
| 1.3.1 第一原理模拟简介 |
| 1.3.2 铝化物第一原理研究现状 |
| 1.3.3 硅化物第一原理研究现状 |
| 1.4 研究目的和内容 |
| 第2章 二元D8_8型Ti_5Si_3的基本物性 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 计算细节 |
| 2.2.1 计算所用软件、方法和参数 |
| 2.2.2 计算用结构模型及几何优化 |
| 2.2.3 弹性性质的计算 |
| 2.3 Ti_5Si_3 的基本物性 |
| 2.3.1 二元Ti_5Si_3 的晶格参数和形成焓 |
| 2.3.2 二元Ti_5Si_3 的二级弹性常数、弹性模量 |
| 2.4 电子结构性能 |
| 2.4.1 态密度 |
| 2.4.2 差分电荷密度图 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 置换原子Zr、V、Nb、Cr 在Ti_5Si_3的占位及对其弹性性质的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法及模型 |
| 3.3 置换原子合金化效应结果与讨论 |
| 3.3.1 置换原子在Ti_5Si_3 中的占位 |
| 3.3.2 Ti_5Si_3 添加置换原子后的晶格常数 |
| 3.3.3 添加置换原子引起的Ti_5Si_3 的弹性模量变化 |
| 3.3.4 弹性模量与键结合性质之间的关系 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 间隙原子B、C、N、O 对Ti_5Si_3弹性性质的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算所用结构模型、方法、参数设置 |
| 4.3 间隙原子合金化效应结果与讨论 |
| 4.3.1 Ti_5Si_3 添加间隙原子后的晶格参数 |
| 4.3.2 间隙原子添加引起Ti_5Si_3 弹性性质的变化 |
| 4.3.3 Ti_5Si_3 添加间隙原子后的电子结构分析 |
| 4.3.4 Ti_5Si_3 添加间隙原子后的布居分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
四、3d过渡金属在NiAl中占位的第一原理计算（论文参考文献）
- [1]难熔元素合金化NiAl合金的第一性原理计算[J]. 卢彩彬,李新梅. 科学技术与工程, 2021(25)
- [2]Ni-Al金属间化合物的第一性原理研究[D]. 张聪. 昆明理工大学, 2021(01)
- [3]B2型NiSc/NiAl掺杂金属间化合物力学性能的第一性原理及实验研究[D]. 吴亚丽. 河南理工大学, 2020(01)
- [4]X（Hf，Ta，W，Re）元素合金化影响γ-TiAl力学及热力学性质的理论研究[D]. 刘洋. 东北大学, 2017(02)
- [5]金属间化合物L10-TiAl点缺陷浓度的第一原理[J]. 陶辉锦,孙顺平,张铖铖,陈图,罗伟,江勇. 中国有色金属学报, 2014(11)
- [6]稀土掺杂NiAl金属间化合物结构和性能的第一性原理研究[D]. 何君琦. 哈尔滨工业大学, 2013(01)
- [7]镍基合金及镍铝金属间化合物的结构与性能的第一性原理研究[D]. 吕柏林. 大连理工大学, 2012(09)
- [8]NiAl金属间化合物力学性质B，P合金化效应的计算研究[D]. 刘友成. 湖南大学, 2012(02)
- [9]氢在钛晶体中作用的第一原理计算和分子动力学模拟研究[D]. 韩秀丽. 哈尔滨工业大学, 2010(08)
- [10]第三组元掺杂下Ti5Si3弹性性质和电子结构的第一原理计算[D]. 司文平. 吉林大学, 2010(09)