W元素对γ-Ni/γ′-Ni3Al相界断裂功影响的理论计算

运用第一性原理赝势平面波方法考察W原子掺杂γ-Ni/γ′-Ni3Al相界后对相界区域能态与断裂层间电子态密度结构的变化,比较分析合金化元素W分别占据相界区域不同亚点阵位时对其相界断裂强度的影响。结果表明:W原子存在于γ-Ni相区靠近相界附近的Ni原子位以及相界界面上时,不利于其相界强度提高;而当W原子进入γ′-Ni3Al相区,可提高γ-Ni/γ′-Ni3Al相界的断裂强度,其中以取代γ′-Ni3Al相区相界附近(003)γ′原子层上的Ni原子位最有利。γ-Ni/γ′-Ni3Al相界断裂区相邻原子层间电子成键特性变化佐证了断裂功的计算结果。

Al_2O_3-TiC/Cr18-Ni8扩散焊界面附近元素分布及析出相

采用Ti/Cu/Ti复合中间层实现Al2O3-TiC陶瓷基复合材料和Cr18-Ni8不锈钢的扩散焊接。采用光学显微镜(OM)、电子探针(EPMA)、X-射线衍射(XRD)等分析手段,对Al2O3-TiC/Cr18-Ni8扩散焊接头的显微组织、元素分布及析出相进行分析。结果表明:Al2O3-TiC/Cr18-Ni8界面结合紧密,界面过渡区与两侧基体间界面平直。Ti与Al2O3间的反应主要发生在陶瓷表面附近;在Cu层内,Ti和Cu浓度轮廓互补;Ti向不锈钢侧扩散较大的距离,Fe、Cr表现为相似的扩散趋势;Ni呈现"上坡"扩散的特点。Al2O3-TiC/Cr18-Ni8接头的界面结构为Al2O3+TiC,NiAl2O4,TiC,CuTi+Cu(Ni),FeTi+Cr2Ti+TiC和Fe。

N在γ-Ni/γ′-Ni_3Al相界区域的占位趋势与脆化作用

采用第一原理赝势平面波方法研究迹量元素N在γ-Ni/γ′-Ni3Al相界区域的占位趋势及其对相界断裂强度的影响。结果显示:以气态形式存在的N不易掺杂到Ni/Ni3Al相界,而以固态形式存在的N则很容易被掺进Ni/Ni3Al相界;N在Ni/Ni3Al相界中不仅能稳定存在,而且掺杂到八面体间隙比置换其中的基体原子具有更高的形成能力与结构稳定性;N掺杂将削弱Ni/Ni3Al相界的断裂强度,其中尤以间隙位掺杂最为明显。电子结构分析表明:置换型掺杂时,相界断裂强度的降低可归结为Frenkel缺陷导致的掺杂相界层间电子相互作用的减弱;而间隙位掺杂,除了基体原子间电子相互作用因掺杂原子与基体原子间的强相互作用而减弱外,晶格畸变导致的局域弹性应变能增加也是一个重要的原因。

L1_2-Ni_3(Al,Cr)沉淀先期效应的微观相场模拟

基于微观相场模型,研究Ni80Al7Cr13合金在873K时效过程中L12结构Ni3(Al,Cr)的沉淀先期效应。分析沉淀早期微结构、成分及有序度随时间的变化。研究发现,原子有序化早于原子簇聚,首先形成有序度很低的L10结构非化学计量比有序畴,随着时间的延长,有序畴的有序度逐渐提高,当有序度增大到一定时,L10结构非化学计量比有序畴逐渐向非化学计量比L12结构转变,最后非化学计量比L12结构有序畴的成分和有序度随时间的增长逐渐达到化学计量比L12结构的成分和有序度,在化学计量比L12结构的有序相中,Al原子倾向于占据αⅠ反位,而Cr原子则倾向于在αⅡ反位择优占位。

Al_2O_3-CeO_2-ZrO_2-Ni系球磨过程中的分散性和相变研究

运用XRD、SEM等方法研究了Al2O3-CeO2-ZrO2-Ni高能球磨体系在不同的球磨工艺条件下的组织结构转变和分散性的问题。结果表明,四种物质一起球磨时,不会发生机械合金化,但随着球磨时间的延长,Al2O3、CeO2、ZrO2粉末都会不断被细化,而Ni颗粒仍较粗大且分布很不均匀。通过改变球磨顺序,将CeO2、ZrO2和Ni先球磨30 h再添加Al2O3继续球磨30 h,却能使CeO2和ZrO2发生合金化生成固溶体,且Ni颗粒有明显的细化,分散性也明显提高。

Ru合金化Ni／Ni3Al相界断裂功的第一原理计算

采用第一原理赝势平面波方法计算了Ru合金化前后γ-Ni/γ′-Ni3Al相界的电子与能态结构,并比较强化元素Ru分别占据不同亚点阵位时对相界断裂强度的影响。结果表明:Ru置换Ni/Ni3Al相界区域中的Ni或Al原子,都可明显提高Ni/Ni3Al相界的断裂强度;尤其以Ru置换γ-Ni/γ′-Ni3Al相界界面层的Al原子时,对相界的强化效果最好。电子态密度与电子密度分布图的分析结果显示:Ru合金化对γ-Ni/γ′-Ni3Al相界的强化可归因于Ru与其最近邻Ni原子间强烈的电子相互作用引起的相界区域层间原子价键强度的增强。

α-Ni_(0.8)Co_xAl_(0.2-x)(OH)_(2.2-0.5y)(CO_3)_y·zH_2O配位沉淀法合成和电化学性能

为了改善铝代α—Ni（OH）2的电化学性能，用共沉淀法合成了含不同配比Al^2＋、Co^2＋的Ni（OH）2．样品经CT、XRD、FTIR、SEM等表征为α-Ni0.8CoxAl0．2-x（OH）2．2-0.5y（CO3）y·zH2O．恒电流充放电和微电极CV等测试表明：Co^2＋的摩尔分数在0．02～0．04时，合成的样品作为氢镍电池的正极材料，在放电比容量、电极可逆性和稳定性等方面均得到改善．Co^3＋发挥了稳定α相结构、增强导电性等多重作用．

纳米β-Ni(OH)_2掺杂Al(OH)_3和Co(OH)_2的电化学性能

在一定温度下,采用NiC2O4·2H2O和NaOH进行固相反应,制备出纳米级β Ni(OH)2粉末。样品按一定比例掺杂Al(OH)3和Co(OH)2制备复合电极,详细讨论Al(OH)3和Co(OH)2含量对掺杂复合电极电化学性能的影响。同时,利用XRD法研究了复合电极充放电前后的结构形态变化。结果表明,β Ni(OH)2纳米粉体加入含量5%的Al(OH)3、10%的Co(OH)2和10%的镍粉,并以泡沫镍为集流体在10MPa压力下压制出镍正极材料,其掺杂粉体的振实密度大于1.35g/cm3,结构稳定,开路电位达0.768V,电极以25mA/cm2电流充电,以4mA/cm2放电,终止电位为0.2V(相对于HgO/Hg电极)时,放电时间高于8.67h,电极放电电位平稳,容量较大,活性明显增强。

Al_2O_3-Ni网状复合材料的制备及力学性能

以α Al2 O3超微粉和羰基Ni粉为原料 ,采用热压方法制备了Al2 O3 Ni网状复合材料 ,并对其三点弯曲强度和断裂韧性进行了研究·结果表明 ,随Ni体积分数的增加复合材料的强度稍有下降 ,而断裂韧性明显增加·Ni体积分数为 2 0 %时 ,断裂韧性可达 8 8MPa·m1/ 2 ·复合材料对缺陷的敏感性远远小于氧化铝陶瓷 ,在材料表面引入载荷为 1 0 0N的维氏硬度压痕后 ,氧化铝陶瓷的强度下降 60 % ,而Ni体积分数为 2 0 %的复合材料强度仅下降 1 9% ·

Al^(3+)掺杂α-Ni(OH)_2复合CNTs电极材料的高温性能

采用化学共沉淀法制备Al3+掺杂α-Ni(OH)2粉体,将其复合碳纳米管(CNTs)制成镍电极材料并研究其在高温下的电化学性能。结果表明:以混合CNTs(w=0.5%)的Al掺杂α-Ni(OH)2样品材料为活性物质制成镍电极,由其组装的MH-Ni电池在65℃高温环境下,采用0.2和1.0 C充放电制度的放电比容量分别为391.1和366.4 mAh.g-1;经40次充放电循环,放电比容量衰减率分别为6.8%、11.98%,表现出较好的高温环境电化学性能。

纳米级 β-Ni(OH)_2掺杂Al(OH)_3的电化学性能

通过制备纳米级的 β-Ni(OH) 2 粉体然后按一定比例掺杂 Al(OH) 3和 Ni粉制成复合电极 ,研究其电化学性能 .实验结果表明 ,其电极结构稳定 ,活性增强 .开路电位达 2 .5 V,放电电位平稳 ,放电容量明显增大 .电极经 3 .0× 1 0 - 3A/cm2 恒电流充电 5 h后以 0 .7× 1 0 - 3A/cm2 恒电流放电可达到 1 6h.

In 718合金中δ-Ni_3Nb相的孪晶结构

本工作发现在In 718合金δ-Ni_3Nb相中存在孪晶结构。通过衍射、衍衬综合分析及迹线分析,确定δ相孪晶面为{201}和{203}。δ相孪晶界两侧的点阵完全重合,但孪晶区内Nb原子的位置发生了有规律的变动。本文还给出了上述孪晶的变换矩阵。

Ir合金化Ni/Ni_3Al相界断裂功的第一原理计算

采用第一原理赝势平面波方法计算了Ir合金化前后γ-Ni/γ′-Ni3Al相界的电子与能态结构,并比较了Ir元素分别占据不同亚点阵位时对相界断裂强度的影响。结果表明Ir优先取代Ni原子,其次是Al原子,较难占据间隙位。Ir取代Ni或Al位时,可以提高γ-Ni/γ′-Ni3Al相界的断裂强度,但提高有限。电子态密度与电子密度分布图显示,Ir合金化对γ-Ni/γ′-Ni3Al相界的强化的原因是Ir与其最近邻Ni原子间的电子相互作用引起的相界区域层间原子价键强度的增强。

Al_2O_3-CeO_2-ZrO_2-Ni复合球磨粉末的热稳定性研究

采用高能球磨法制备Al2O3-CeO2-ZrO2-Ni复合粉末,并模拟催化剂的工作环境对球磨粉末进行焙烧。运用XRD研究了球磨粉体的组织结构,测定其耐热性能。结果表明,经30h球磨的复合粉体中Al2O3,CeO2和ZrO2均明显细化,而Ni较难磨细。该球磨粉体在600℃低温下的热稳定性良好。若温度不超过1000℃短时焙烧,粉末基本保持活性相,但温度一旦高达1100℃,则完全变成无活性相。

铝合金表面Al2O3-Ni涂层的制备及耐磨性研究

目的研究Al2O3含量对Al2O3-Ni复合涂层摩擦磨损性能的影响。方法采用大气等离子喷涂技术,在6082-T6铝合金基体表面分别制备Al2O3含量为30%、50%和70%的30%Al2O3-70%Ni、50%Al2O3-50%Ni、70%Al2O3-30%Ni复合涂层。对三种涂层的显微硬度和摩擦磨损性能进行对比研究,并分析原始粉末和涂层的相组成、涂层组织结构、磨损形貌和磨损机制。结果原始粉末中的部分α-Al2O3相在急冷条件下转变成γ-Al2O3新相,涂层中各衍射峰出现明显的宽化现象,有Al2O3非晶相生成。三种试样均由基体、打底层、涂层组成,基体与打底层之间有明显的分界面,打底层因与涂层化学成分相似使分界面不明显,层与层之间结合良好。涂层的显微硬度明显高于基体,约为基体硬度的4~5倍,且其随着Al2O3含量的增加而增加。在试验条件下,涂层的摩擦系数、磨痕宽度、磨损率均随着Al2O3含量的增加而减小,相较于30%Al2O3-70%Ni涂层,70%Al2O3-30%Ni涂层的摩擦系数降低了13%,磨损率降低了66.7%。30%Al2O3-70%Ni涂层磨损最严重,磨痕表面剥落明显,而50%Al2O3-50%Ni涂层与70%Al2O3-30%Ni涂层磨损后,磨痕表面产生大量即将剥落的"橘皮状"氧化物,磨损机制均为氧化磨损与粘着磨损的混合。结论 Al2O3-Ni复合涂层中增加Al2O3含量可以提高复合涂层的耐磨性。

Ni-Al-V合金L1_2相间有序畴界面的微观相场模拟

利用微观相场动力学模型模拟Ni-Al-V合金沉淀过程中L1_2(Ni_3Al)相间有序畴界面,对界面结构及其界面处原子的行为进行了研究.结果表明:L1_2相间存在3种稳定的平移界面以及2种过渡界面;界面的迁移性与界面结构有关,一个L1_2相的(100)和另一个L1_2相的(200)对应且有两个Ni原子面的界面以及(100)和(100)对应且有两个Ni原子面的稳定界面可以迁移,迁移前后界面结构保持不变,迁移的过程中形成过渡界面;而(100)和(200)对应且有一个Ni原子面的稳定界面则不可迁移.合金元素在不同的界面处有不同的偏聚和贫化倾向,Al原子在所有界面处贫化,V原子在所有界面处偏聚,Ni原子在可迁移界面处贫化,而在不可迁移界面处偏聚,且各元素在不同的界面处偏聚以及贫化程度不同.

La掺杂Al代α-Ni(OH)_2电极材料的性能

采用尿素均相沉淀法制备了La掺杂Al代α-Ni(OH)2粉体材料,表征了其微观结构和形貌,并测试了样品作为MH-Ni电池正极活性材料的电化学性能.结果表明,制备的样品颗粒呈类球形,与Al代α-Ni(OH)2相比,结晶度增强,具有更大的晶格层间距,电极反应具有更好的可逆性和较小的电化学阻抗,在0.1C下放电比容量达403.04mA·h/g,放电中值电压较高并稳定于1.29V,1C下放电比容量达343.47mA·h/g,充放电循环50次容量保持率为90.31%,显示了良好的较大倍率放电性能.

δ-Ni_3Nb对Inconel718合金低周疲劳断裂行为的影响

本文研究了δ-Ni_3Nb相的尺寸及分布对Inconel718合金在650℃,恒应变控制循环应变作用下断裂行为的影响。结果表明,由高温固溶及中间时效造成的δ相沿晶界的锯齿状分布,可以提高材料对裂纹沿晶扩展的抗力,使低周疲劳断口由标准工艺处理后的沿晶型转变为穿晶。但是,与形成锯齿晶界的工艺相伴随的,δ相在晶内沿孪晶界面及贯穿晶粒的粗大片状析出,降低材料对循环应变的适应能力,常常过早地在δ相与基体界面处形成微孔甚至界面分离,使材料疲劳寿命降低。

镍基合金中γ’相界面的强化设计

采用第一原理分子轨道离散变分Xα法,研究在镍基合金中加Ir合金化的作用,以及在镍基合金中存在B,C,N,H,O,P或S时对γ相和γ’相界面结合强度的影响.证明Ir合金化后,使γ相和γ’相的晶格错配度向负值变化,提高键重叠集居数和总键序.在镍基合金中存在的S,P,H,O,N,B或 C,对γ-Ni/γ＇-Ni2Al相界面结合力有明显影响,其中C,B和N显著增强两相的界面,相反S和P则减弱相界的结合.

DO_(22)相间反相畴界成分演化的微观相场模拟

基于微观相场模型研究Ni75AlxV25-x合金沉淀过程中原子尺度界面结构对DO22-Ni3V相间反相畴界成分及其演化的影响。研究表明,在DO22相间反相畴界处,镍和铝偏聚,钒贫化。由于界面溶质拖曳效应和扩散,使得合金元素在反相畴界处的偏聚和贫化程度随时间改变,但倾向不变。不同反相畴界的界面原子排列方式存在差别,这使得合金元素在界面处占位几率所受到的影响不同,从而导致合金元素在不同界面处的偏聚和贫化程度不同。相对于DO22相沿[001]方向形成的反相畴界(002)//(002),反相畴界(002)//(002).[100]处,镍的偏聚程度较大,铝的偏聚程度较小,钒的贫化程度较小。DO22相沿[100]方向形成的三种反相畴界中,在反相畴界{100}.[100]处,镍和铝的偏聚程度最大,钒的贫化程度最大,而在反相畴界{201}.[001]处,镍和铝的偏聚程度最小,钒的贫化程度最小。弹性应变能不改变合金元素在各个反相畴界处偏聚和贫化程度的相对大小。