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钛合金具有比强度高,热强性好,耐腐蚀和可焊等优点,广泛用于制造飞机和发动机的零部件。但随着航空航天事业的发展,对材料的使用温度及高温性能也提出了更高的要求。传统固溶强化的高温钛合金使用温度很难突破650℃,而700℃乃至更高使用温度的钛合金则来自Ti-Al系金属间化合物,如TiAl和Ti3Al等,但由于固有的脆性和对环境敏感等因素的限制,它们在实际中还没有得到广泛应用。因此,目前钛合金和Ti-Al系金属间化合物以其各自的优势而同时被科研人员所关注。
α-Ti是近α型高温钛合金的基础,高温钛合金的性能与其变形特征有很大关系。而高Nb的Υ-TiAl基合金也由于其优越的高温性能成为Υ-TiAl基合金研发的一个重要方向。因此本文利用第一原理方法,对α-Ti和Υ-TiAl合金中与力学性质密切相关的一些问题进行了研究。
与fee和bee金属相比,hcp结构金属的主导滑移方式比较复杂,不同hcp金属中的<α>位错存在基面和棱柱面两种不同的优先滑移面。本文首先对六种常见的hcp金属(Ti,Zr,Be,Co,Mg,Zn)在两个滑移面上的广义层错能进行了计算。发现以棱柱面滑移优先的Ti和zr在棱柱面上存在亚稳层错,相应的位移矢量是1/6(11(2)0);而其他元素在棱柱面则不存在亚稳层错。而且优先滑移面不同的两类金属在两个滑移面上的不稳定层错能比(Υpus/Υbus)随晶格常数a和c的变化具有不同的趋势。进一步的电子结构分析表明,不同hcp结构金属对优先滑移面的选择与原子成键的方向性以及c/a比有关。对于成键具有方向性的金属,成键方向性是否均衡是决定优先滑移面的重要因素,而且对应垂直滑移面方向成键方向性较弱的滑移面最有可能成为优先滑移面:对于成键不具有方向性的金属,c/a比是影响滑移面优先度的主要因素。通过对Ti、zr、Co和Zn几种原子的电子结构对比后认为,成键的方向性与未填满的d带电子相关,而d-p电子的杂化才是成键具有方向性的充分条件.
Al是最重要的α稳定元素,也是钛合金中最主要的强化元素,它对α-Ti的拉伸、蠕变强度以及变形行为均有显著影响,因此在前面研究的基础之上,对添加合金元素Al或Nb原子后α-Ti的层错能曲线进行了计算。Al或Nb的添加使α-Ti基面的不稳定和固有层错能都降低了,这与Al对基面固有层错能影响的实验结果一致;Nb的添加降低棱柱面上的层错能,但Al却使棱柱面上的层错能升高。另外,Al的添加使α-Ti基面滑移的最大恢复应力Fmax略有升高,而棱柱面上则显著增加,而且Υpus/Υbus和Fpmax/Fbmax两个比值都大于1,这些与Al的添加导致α-Ti沿棱柱面滑移时的临界剪切应力明显增加,以及Al含量增加到一定程度后基面更易于激活的实验结果一致;Nb使棱柱面上的Fmax略有下降,但却使基面的Fmax明显降低,而且Υpus/Υbus和Fpxax/Fbmax两个比值仍小于或更接近于1,表明加Nb后棱柱面仍为优先滑移面,但两个滑移面上的滑移难度差异变小。进一步的电子结构分析显示,合金元素对层错能的影响主要取决于层错区原子层间方向性键强弱的变化。而Al的添加使棱柱面层错区Ti原子间方向性键更强是Al使Υpus升高的根本原因。
Nb对Υ-TiAl合金的强化机制一直是一个极具争议的问题,为此计算了Υ-TiAl中加Nb和不加Nb情况下合金中点缺陷之间的相互作用能。计算结果表明:在二元Υ-TiAl中,不太可能存在由反位和空位原子形成的点缺陷复合体,但可能形成反位原子的短程有序结构(即最近邻原子相互排斥,次近邻相互吸引),而且AlTi反位可能比TiAl反位的有序化倾向更强;在Υ-TiAl-Nb合金中,NbAl的最近邻和次近邻的相互作用都非常强,表明NbAl原子有强烈的有序化倾向。进一步分析后认为NbAl的短程有序可能是高Nb、富Ti的Υ-TiAl合金高强度的原因。
无论是对结构材料中抑制金属氢化物的形成,还是对储氢金属氢化物中的储、脱氢动力学过程,合金化效应都非常重要,为此对Pd中处于四面体和八面体间隙的H原子和与之近邻的3d以及4d合金原子之间的相互作用能进行了计算。结果显示,几乎所有计算研究的合金原子都与H排斥:对与基体原子的结合比基体自身原子间的结合更紧密的过渡金属原子,合金原子和H之间的相互作用能趋势可以用与Miedema的“反向稳定性”规则相近的机制进行解释,即合金越稳定,它的氢化物越不稳定;对与基体原子的结合比基体原子自身间的结合更弱的贵金属原子,传统的弹性模型依然适用。