【第一性原理在氢脆研究中的应用的文献综述2500字】

VII第一性原理在氢脆研究中的应用的文献综述1.1第一性原理方法由于许多标准成像技术不适合氢的分析，氢的直接原子尺度证据有限，尽管在检测氢的位置和测量氢气动力学实验技术方面不断进步，但是它仍不足以对HE的机制进行清楚的解释。将电子衍射、APT、TDS等实验手段和量子计算结合起来，可以在这一领域取得突破。研究者们通常借助第一性原理计算和分子动力学计算等一定的计算模拟手段，来解释钢中发生的氢脆现象以及微观机理，为实验提供理论指导，可以作为延迟钢中发生氢脆现象的解决方案ADDINNE.Ref.{B7A37D92-D8B4-4A39-A2E9-15E30C933057}[93-96]。第一性原理计算以量子力学为基础从最基本的物理原理出发来求解薛定谔方程，通过计算晶胞能量来推算实验所需要的相对能量，比如偏聚能、溶解热、捕获能等等，可以得到材料的物理化学性能来全面了解原子、分子和介观特征在宏观行为中的表现，该方法的特点是计算过程方便，实验中需要考虑的因素可以通过经验参数来调节，计算结果依靠能量准则达到自洽收敛，故可排除一切人为因素的影响。1.2第一性原理方法的应用已有学者利用第一性原理得到当氢原子被捕获到基体内部时候，会造成晶格常数、夹角、键长发生畸变ADDINNE.Ref.{A168652C-415C-4E5D-959B-5CE3878BDA54}[97,98]，张凤春等人研究了铁和氢原子的相互作用，结果表明氢原子固溶在体系中会造成晶格畸变何体积膨胀，并且畸变的程度和体积膨胀率随氢含量的增加而增大。Hirata等人ADDINNE.Ref.{8FADC9ED-AD7A-455F-AF1B-93CE460BE34F}[99]研究了体心立方金属中氢原子的占位情况，得到四面体间隙（T-site）比八面体间隙（O-site）更容易捕获氢原子，氢原子在T-site和O-site所引起的晶格畸变几乎相同，但氢原子固溶在O-site位的能量明显高于T-site，并且低浓度的金属-氢体系中，经过原子弛豫后，O-site位氢原子最终会移动到T-site位，因此，体心立方晶格的四面体间隙更容易捕获氢原子。邢炜伟ADDINNE.Ref.{1E1AB379-58F8-49AC-8DE4-CAC3AB374A66}[100]等人还计算了体心立方金属V的T-site和O-site的电荷分布情况，发现T-site处出现电荷聚集带，且数量约是O-site电荷数量的两倍，如图1.6，最终得到结论在本征体心立方金属中氢原子的行为与电荷的分布有关，氢原子倾向于聚集在间隙电荷数量较多的间隙位置。图1.6体心立方金属中的局域电荷分布ADDINNE.Ref.{521217AA-9769-496B-BB98-9248C530E24F}[100]Fig.1.6Schematicdiagramofthelocalchargedistributioninthebody-centeredcubicmetalADDINNE.Ref.{67D267FA-EF4C-4F94-99B8-D3A4FF403C81}[100]StefanoDADDINNE.Ref.{D2BA5218-F313-47B9-AB80-DC941D049C1F}[101]还利用第一性原理研究了含有空位的金属和氢原子相互作用，得到在真空条件下单个空位最多能捕获3个氢原子，而且计算H-H键长小于氢分子的键长，所以氢原子之间并没有自发形成氢气；并且还计算了金属-氢体系的电子结构，证明了氢原子固溶到间隙或者空位中会改变原子周围的电荷分布，从而改变原子间的相互作用力。成应晋ADDINNE.Ref.{B38F33D1-200B-4610-8F4C-FD245C0AF2C3}[98,102]等人证明了空位是强氢缺陷，含有空位的体心立方金属中氢原子优先占据紧邻空位的O-site位置，因此，空位捕获的氢原子数量取决于O-site的数量，由于每个空位周围最多有六个O-site，所以可捕获六个氢原子ADDINNE.Ref.{B3BCE505-3A17-4D53-A8B7-4CBE21265153}[103]，将这种情况称之为氢-空位缺陷簇。TateyamaADDINNE.Ref.{1B9E9CEF-3B07-4A74-80A8-A96280B2D061}[104-106]等人还研究了V、Fe、Al、Pt等金属的空位缺陷簇，发现氢原子固溶到晶体中，空位与氢所形成的缺陷簇的俘获能比只有一个空位的俘获能显著降低，这说明氢原子的存在确实更易促进空位生成，氢-空位缺陷簇会很大程度降低体系对氢原子的捕获能，使得氢原子容易在此聚集而形成氢泡。同时也表明，氢的加入，使周围的原子聚合能力减弱，形成过剩空位，而过多空位的生成又会导致体积收缩，从而使得氢脆现象的产生。例如在铁素体中[93]，空位的存在能使周围的铁原子之间形成强烈的化学键，但随着氢原子的引入，形成了新的Fe-H键，导致Fe-Fe金属键强度降低。通过对轨道相互作用的分析表明，Fe-H键主要由Fe_4s和H_1s轨道相互作用导致，Fe_4p和Fe_3d轨道参与较少使得增强的Fe-Fe键大大的减弱，揭示了氢致延迟开裂的根本原因。同时也有学者研究了含有空位的面心立方金属与氢原子的相互作用情况，得到被捕获的氢原子并不位于空位处位置较大的O-site，而是位于空位周围空间较小的T-site，比如金属AlADDINNE.Ref.{7CB69145-8C8A-499C-AC40-4BDCCBA0C0D5}[107]、MgADDINNE.Ref.{479D4DAF-51D8-47EC-A9A5-6D1FA153A2A2}[107]，并且T-site氢-空位簇可以捕获的氢原子个数是8个（8个T-site处的氢原子）；但并非所有的面心立方金属都是这种情况，比如Pt和AuADDINNE.Ref.{39AF36A8-5983-4406-97D0-09941A0FF2A8}[108]捕获的氢原子最多只能占据其中四个T-site位置，而对于其他面心立方金属AgADDINNE.Ref.{5781A442-B43E-4946-91F5-3EB53153FD18}[108]、CuADDINNE.Ref.{F64EA006-912B-4347-BC8F-C27C14D600BE}[108]及γ-FeADDINNE.Ref.{8A90E6E9-9BFB-4262-9F78-4976E046ABDA}[109]等，氢原子则倾向占据在空位周围的O-site处。界面问题一直是实验中最难解决的问题，由于界面结构复杂，实验技术很难测得，所以近年来很多学者都应用第一性原理计算界面的相关性质，通过对界面相关能量、原子间结合强度、电荷密度分布的分析可以为实验得到理论依据。目前，针对金属界面与氢原子的相互作用已经有大量的研究。Davide等人ADDINNE.Ref.{E58C3A84-466E-43B4-AD52-16DD1550217E}[110]研究表明TiC与铁素体形成的界面处是氢缺陷位点，并且氢原子最终的稳定位置不是位于两者之间的界面区域而是待在最靠近界面的Fe平面处，如图1.7所示，图中绿色标记的位点表示结构优化后原子的稳定位点（靠近界面的Fe平面处）。图1.7氢原子在(001)Fe/(001)TiC界面的稳定位置示意图ADDINNE.Ref.{82BD677C-0A6B-4180-9FBB-E5BB80A8ACB1}[112]Fig.1.7SchematicrepresentationofthestablepositionsforHatthe(001)Fe/(001)TiCinterfaceADDINNE.Ref.{5C5F81B1-D9CA-4D94-8B06-7AABCD0D2EC8}[112]Davide等ADDINNE.Ref.{E58C3A84-466E-43B4-AD52-16DD1550217E}[110]人还计算了含有空位的TiC/铁素体界面的偏聚能，研究了碳空位分别在界面和TiC内部的俘获特性，计算的偏聚能结果为V2处偏聚能最小为-1.09eV，偏聚能越小表示氢原子偏聚在此位置所需要的能量势垒越低，越容易偏聚在此处，所以氢原子最终的稳定位置是V2，表明非化学计量比碳化物与铁素体形成界面后会在碳化物内靠近界面的空位处形成强氢缺陷ADDINNE.Ref.{BDDB2D48-C610-4CF0-BC92-167987D8A64B}[74]，KazutoADDINNE.Ref.{DE45D14E-3FCB-439D-85F4-BA6C2BFB921B}[111]等人也得到了类似的结论。Bonin等人ADDINNE.Ref.{89F19725-5F5B-4DC5-BBF5-7CDAE26638D4}[112]还证明氢原子的捕获不仅与空位和间隙有关，还取决于局部的原子环境，比如晶格应变，几何体积和电荷密度。那么，影响氢原子的占位情况和捕获数量的究竟什么原因，目前研究较少，还待继续探索。参考文献马鸣图,易红亮,路洪洲等.论汽车轻量化[J].中国工程科学,2009,11(09):20-27.王科强,刘仁东,郭金宇等.汽车用800MPa级冷轧低合金高强钢的研制[J].金属热处理,2021,46(01):120-124XuX,YouG,DingY,etal.Microstructureandmechanicalpropertiesofinertiafrictionweldedjointsbetweenhigh-strengthlow-alloysteelandmediumcarbonsteel[J].JournalofMaterialsProcessingTechnology,2020,286(01):116811.SawadaH,TaniguchiS,KawakamiK,etal.First-principlesstudyofinterfacestructureandenergyofFe/NbC[J].Modellingandsimulationinmaterialsscienceandengineering.2013,21(4):45012JiangS,HuiW,YuanW,etal.Ultrastrongsteelviaminimallatticemisfitandhigh-densitynanoprecipitation[J].ScienceFoundationinChina,2017,544(02):460-464.ChenCY,YangJR,ChenCC,etal.MicrostructuralcharacterizationandstrengtheningbehaviorofnanometersizedcarbidesinTi–Momicroalloyedsteelsduringcontinuouscoolingprocess[J].MaterialsCharacterization,2016,114:18-29.YenHW,ChenPY,HuangCY,etal.Interphaseprecipitationofnanometer-sizedcarbidesinatitanium–molybdenum-bearinglow-carbonsteel[J].ActaMaterialia,2011,59(16):6264-6274.IbtA,PdhB,SprC,etal.Precipitatecharacterisationofanadvancedhigh-strengthlow-alloy(HSLA)steelusingatomprobetomography[J].ScriptaMaterialia,2007,56(7):601-604.XieKY,ZhengT,CairneyJM,etal.StrengtheningfromNb-richclustersinaNb-microalloyedsteel[J].Script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