Peng Shuming, Long Xinggui, Yang Maonian,
Zhao Pengji, Luo Shunzhong Received Jul. 4, 2000; Supported by the Natural Science Foundation of China Academy of Engineering Physics. Abstract Relationship between the
composition and structure of Ti-V hydrides was studied through Local Density Function
Approximation and Pseudo-potential Method. Results indicated that Ti-V alloy is unstable
in bcc when V content is less than 30% and crystal cell parameter increased apparently
with the increase of Ti content. The cell parameters of Ti-V hydrides increased slowly
with the increase of hydrogen content and crystal structure deformed from bcc to bct and
Ti-V hydride is unstable in bcc when titanium content is more than 70%. Body swell rates
of all calculated Ti-V hydrides are less than 2.5% which is lower than those of pure
vanadium hydrides when the hydrogen content is equivalent. Ti-V alloy is useful for
anti-embrittlement but is disadvantage for hydrogen storage. (中国工程物理研究院核物理与化学研究所,四川省绵阳市919信箱220分箱 621900) 2000年7月4日收稿 摘要
用局域密度泛函近似(LDA)与赝势方法研究了钛钒合金氢化物的结构与组成的关系。结果表明,V的含量小于30%,Ti-V合金将不能稳定在bcc相,随Ti的含量增加,格子常数明显增大。随H含量的增加,Ti-V合金氢化物格子常数略有增加,晶体结构由bcc向bct转化,含Ti量高于70%的Ti-V合金氢化物不能稳定在bcc相。所计算的各种Ti-V氢化物的体胀率小于2.5%,比相同含H量的纯V氢化物的体胀率小,Ti-V合金有利于抗氢脆,但不利于对氢的贮存。 钒基合金具有低的辐射诱导活性、良好的机械性质、与金属锂有良好的兼容性、高的热传导性能以及良好的抗辐射诱导膨胀及辐射损伤性能[1-5],因此,钒基合金已经成为聚变反应堆第一壁的候选材料。有关钒基合金的物理性质和机械性质的实验研究已经相当深入[6-9],其中包括氦在合金中的行为,氢、氧等与合金的相互作用等。研究发现,虽然金属钒在空气中有较好的延展性,但是在氢气氛中实验时其延展能力将会大大降低,氢脆现象与温度以及金属中的杂质含量有关。高纯钒在室温下105Pa的空气或氢气氛中没有明显的氢脆现象发生,但当钒中填隙式的氧或氮的量增加时就会有明显的脆裂现象发生。对于特定的合金和特定的试验条件,有一个氢压力阈值,低于该值时不会发生氢脆,高于该值时断裂应力就随氢压力的平方值的增加而线性下降,氢在钒合金中可以形成氢化物(b相),从而导致材料的延展性能大大降低[10]。用局域密度泛函近似(LDA)与赝势方法研究了钒钛合金氢化物的结构、能量与组成的关系,并对材料抗氢脆机理进行了探讨。 1 计算方法 计算是在INDIGO和INDY工作站上完成的。利用局域密度泛函近似与赝势技巧结合的方法,采用BFGS算法,动能域值设为136.0eV,整个体系作为金属来考虑。根据H含量的大小,利用超晶格技巧来实现各体系初始构型的建立。总能收敛指标为2×10-4eV,位移均方差为0.01nm,力场均方差小于5.0eV/nm,对不同含氢量的合金-氢体系的晶体结构进行全优化。 2 结果与讨论 2.1晶体结构分析 首先根据金属钒(bcc,a=0.3029nm[11])的晶体结构实验结果,利用cerius 2.0 软件中的Disorder和Superlattic程序,以Ti取代V,分别建立不同Ti/V比的晶体模型,然后用CASTEP程序进行 Ti-V合金的结构全优化。将不同数量的H原子填入优化后的Ti-V合金晶体模型中的四面体间隙,再对氢化物的晶体结构进行全优化。模型示意图如图1所示。 采用含16个金属原子的八胞超晶格体系作为计算对象,为了便于比较,将超晶格的格子常数转化为含两个金属原子的单胞的晶胞参数、能量与体涨率,其结果如表1所示。 表1 Ti-V合金及其氢化物的晶胞参数Table 1 Cell parameters of Ti-V system and its hydrides
比较表1中的三种Ti-V合金的晶体结构,随Ti含量增加,格子常数明显增大;4Ti12V和8Ti8V的超晶格为正bcc结构,也就是说,TiV3和TiV合金为体心立方结构,而11Ti5V的超晶格为略有变形的bcc结构,说明V的含量小于约30%,Ti-V合金将不能稳定在bcc相,这与Ti-V体系的相图相符[12]。对于Ti-V合金的氢化物,随H含量的增加,格子常数略有增加,且氢化物的晶体结构由bcc向bct转化。 图1 Ti-V合金氢化物模型示意图 Fig.1 Schematic diagram of Ti-V hydride model
Ti-V体系氢化物的形成过程可描述为,xTiyV + z/2H2 -> xTiyVzH。在相同的计算条件下,获得了Ti-V合金及其氢化物的总能,其总能差DE=DExTiyVzH-DExTiyV,单位H原子所引起的总能变化dE=DE/z。 Ti-V体系及其氢化物的总能计算结果如表2所示。 表2 Ti-V体系及其氢化物的总能计算结果Table 2 Total energies of Ti-V system and its hydrides
比较几种Ti-V合金的总能可知,随V原子被Ti原子取代数量的增加,体系总能增大,这主要是Ti原子的电子数比V原子少的缘故。同理,在相同合金组成下,随含氢量增加,体系的总能降低,是因为体系的总原子数增加所致。 比较几种组成的Ti-V合金氢化物的dE可知,相同氢含量的各合金氢化物的dE随含Ti量的增加而减小,根据氢化物体系相平衡和Van’t Hoff 关系式也可得出,相同含氢量的Ti-V体系氢化物室温平衡压随含Ti量的增加而减小;相同合金组成下,随含H量的增加,DE增大,而且增加幅度大,这说明,在计算的各种氢化物中,H是固溶在合金中,并未形成金属间化合物,也就是说,Ti-V体系具有较强固溶H的能力(H/M可达0.5以上,M为合金氢化物的最简化学式),这一特性不利于对氢的贮存。这在实验研究中得到了证实[15]。 3 结论 4Ti12V和8Ti8V的超晶格为正bcc结构,而11Ti5V的超晶格为略有变形的bcc结构,说明V的含量小于30%,Ti-V合金将不能稳定在bcc相,随Ti的含量增加,格子常数明显增大。Ti-V体系具有较强的固溶H的能力,随H含量的增加,Ti-V合金氢化物格子常数略有增加,晶体结构由bcc向bct转化,含Ti量高于70%的Ti-V合金氢化物不能稳定在bcc相。所计算的各种Ti-V氢化物的体胀率小于2.5%,比相同含H量的纯V氢化物的体胀率小。能量分析结果表明,Ti-V合金的室温平衡压低于纯钒,高于纯钛,并具有较强固氢能力。 REFERENCES |
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