一、有效介质理论计算He原子在金属钒中的扩散行为（论文文献综述）
杨耀春[1]（2020）在《聚变堆中第一壁结构材料晶界性能的第一性原理研究》文中提出聚变能是解决人类能源问题的重要途径,其中材料问题是聚变堆关键问题之一。磁约束聚变堆中,高能量、高密度的氘氚等离子体不断进行聚变核反应,释放出高能量中子,诱导结构材料发生嬗变反应,生成大量杂质原子,杂质原子偏聚在晶界区域能够显着降低材料的力学性能。本论文基于密度泛函理论,从原子尺度上研究了金属钒和低活化钢中的晶界与杂质He原子的相互作用,阐明了 He原子在晶界上偏聚和扩散行为,以及低活化钢中晶界合金相在不同服役温度条件下的转变机理,为优化和提高合金力学性能提供理论基础。钒合金具有低活化、高热导率和优异的抗高温热应力等性能,成为先进核反应堆和聚变堆的备选结构材料。为了探究He原子与金属钒晶界的相互作用,我们选取了三种具有代表性的晶界,∑3（112）、∑3（111）和∑5（012）,研究了 He原子在晶界中的偏聚、扩散以及对晶界的理论拉伸强度的影响。∑3（112）晶界具有致密的结构,与其它两种晶界相比,其表现出了更好的抑制He偏聚的能量。对于He原子垂直于晶界的扩散,即从晶粒内部扩散到晶界区域,He可以以高于体扩散的速率进入∑3（111）,但是比较难扩散进入∑3（112）和∑5（012）晶界区域。此外He原子偏聚在晶界处,贫化了周围的电荷密度,弱化了晶界区域内原子间的相互作用,降低了晶界的理论拉伸强度。低活化钢具有高的力学强度、优异的抗高温和抗辐照性能等优点,成为目前聚变堆中被广泛使用的结构材料。低活化钢以纯Fe为基体,因此我们主要研究了 He在纯铁的∑3（112）和∑3（111）晶界中的偏聚和扩散行为,发现He原子倾向于偏聚在晶界区域。对比He在晶界偏聚位上的弹性畸变能（He偏聚在晶界区域导致周围原子的位移而引起的能量变化）和化学相互作用能（He原子偏聚引起周围电荷密度变化而导致的能量变化）,发现化学相互作用主导了 He原子在晶界区域的偏聚。此外He原子不容易扩散进入∑3（111）晶界,但可以加速进入∑3（112）晶界。通过分析扩路径上鞍点的局域结构和能垒变化,发现He原子沿晶界方向扩散的能垒主要来自于弹性畸变能,即晶界局域原子结构的畸变导致了较高的扩散能垒。低活化钢中一般会加入8～9at%Cr作为第二组分,因此我们主要研究了不同的Cr含量的∑3（1 12）界面对He的偏聚和扩散行为的影响。发现晶界能随着Cr含量的增加而先降低后增加,说明纯Fe晶界只能偏聚适量的Cr。含Cr的界面阻碍了 He原子的偏聚。对于He沿晶界面扩散,低Cr含量的晶界面提高了 He的扩散能垒,高Cr含量的界面降低He的扩散能垒。特别是当晶界面被Cr完全覆盖时,He沿着[111]方向扩散的能垒为0.08 eV,与He在纯Fe基体中的扩散能垒0.06 eV接近。铁铬合金作为低活化钢的主要成分,基体Cr含量和温度对Fe-Cr合金的晶界具有重要的影响,因此我们主要研究了 Fe1-xCrx合金的∑3（112）晶界随温度（0 ≤ T ≤ 900 K）和基体Cr含量（0 ≤x≤ 0.2）变化的影响。发现在不同含量的Fe-Cr合金中Cr在晶界区域的平衡浓度出现一个显着的变化,从轻微的Cr元素偏聚（基体Cr含量x≤ 0.06）到完全Cr的偏聚（基体Cr含量0.08≤x≤0.15）。当温度为室温或者低于室温的温度时,晶界合金固溶体在热力学上不稳定,倾向于形成富Fe和富Cr相的两相共存区,而富Cr相可以进一步作为二次相析出的形核中心。以上工作主要选取了两种聚变堆结构材料,研究了 He原子在晶界中的偏聚、扩散行为以及对晶界力学性能的影响。最后为了探究Fe-Cr二元随机合金,应用相干势近似方法,研究了随机合金中晶界合金随温度和基体Cr含量的变化。本文为理解晶界上偏聚的He原子导致材料力学性能恶化以及晶界合金相随温度的演化提供理论基础,有益于改善和设计出耐氘氚等离子体辐照的结构材料,从而实现提高聚变堆的服役寿命。
蒋富冬[2]（2020）在《Ti掺杂对ZrCo贮氚合金固氦性能影响研究》文中研究说明可控核聚变因其固有的核安全性、持久性被认为是未来的理想能源。氚作为可控聚变能源重要的核燃料之一,具有极为重要的战略意义与经济价值及科研价值。因此用于氘氚贮存、供给与回收的储氚材料是影响可控核聚变能应用的关键问题之一。以ZrCo为代表的金属间化合物AB系合金具有优良的低压氢同位素捕捉能力,吸放氢（氚）动力性能、以及相对温和的释氢条件被视为一种ITER/CFETR等重要涉氚工程中氚的操作、输运、储存材料,但贮氚合金时效老化导致的氦脆效应却是影响材料安全使用的关键问题之一。系统开展ZrCo材料中氦的行为和驻留机制以及探索提高其贮氚固氦性能的研究,对于可控核聚变等核能技术及国防科技的发展具有重要的科学意义及应用价值。为提升ZrCo贮氚合金固氦性能并深入认识氦在材料中的行为机制,本文采用元素替代法以提高ZrCo材料固氦能力,所使用的掺杂元素为Ti。为获得更接近氚老化效应,微观结构损伤少的含氦样品,采用磁控溅射技术制备ZrCo和Zr-Ti-Co含氦薄膜样品,通过改变工作气氛的氩气/氦气比值获得包埋不同氦含量的合金膜样品。薄膜样品中各物质浓度、深度分别采用卢瑟福背散（RBS）、弹性离子反冲（ERD）进行表征。分析结果表明样品中的金属材料成分与靶材合金比例较为一致且分布均匀,薄膜中氦深度分布较为均匀,样品中氦的含量随着氩氦混合气体中氦分压的提升而提升,在QAr/QHe为1/1、1/3、1/6条件下所制备的低、中、高氦含量ZrCo样品中平均氦含量分别为1%、5.9%、11.8%,而Zr0.8Ti0.2Co样品中平均氦含量分别为1.1%、6.1%、12%。本研究采用热解脱附方法（TDS）对含氦薄膜样品中氦的驻留行为进行研究。通过比较不同氦含量ZrCo和Zr0.8Ti0.2Co薄膜样品的氦热解吸谱,对氦原子在材料中存在的形式及其演化行为进行分析,为掺杂Ti后ZrCo的固氦能力评价提供基础实验数据。实验结果表明低于400℃条件下,无论材料和含氦量的变化,只有少量表面吸附氦的释放,此部分对应薄膜表面区域的吸附的氦和自由扩散的氦原子;在400℃-800℃范围内的释放峰为晶界或缺陷处大氦泡释放所致,当材料中氦原子占比达到6at.%,薄膜中的氦绝大多数均以此状态存在;在800℃-1300℃的释放区域,其氦热释放峰形为氦团簇、氦空位复合体以及小氦泡释放产生的叠加峰形,模拟时效初期的低氦含量ZrCo在此区域仅出现一个对应小氦泡的释放峰,低氦含量Zr0.8Ti0.2Co样品展现出更好的抑制氦迁移、聚集的性能。通过比较热解脱附主峰的位移,可以看出Ti的掺杂促使ZrCo材料的氦热释放峰向高温区域偏移,表现出更优的固氦能力。采用掠入射X射线衍射（GIXRD）确定薄膜物相,获得含氦ZrCo和Zr0.8Ti0.2Co薄膜的晶体结构数据。掠入射X射线衍射结果表明,在Mo基底上制备的ZrCo和Zr0.8Ti0.2Co样品衍射峰最强峰与次强峰基本一致,溅射形成的合金薄膜均主要沿ZrCo相（110）生长,说明Ti掺杂未影响ZrCo合金薄膜生长的择优取向。随着包埋氦含量的变化,Ti掺杂ZrCo其主要生长择优取向未发生改变。实验结果也表明Zr0.8Ti0.2Co材料对氦造成的非晶化倾向有更强的抑制作用。经高温TDS处理后,薄膜物相发生明显改变,主要以ZrO2和Zr/Co/Ti/Mo三元或四元合金形式存在。通过扫描电镜（SEM）观测薄膜样品表面形貌,在样品中氦原子比约为1at.%左右时,样品表面平整,随样品中氦含量的提高样品表面出现明显颗粒物,样品表面变得粗糙,但是掺杂Ti的样品表面颗粒物尺寸更小且均匀分布。ZrCo和Zr0.8Ti0.2Co薄膜样品经高温热解脱附测试后,出现膜材料晶粒生长的现象,掺杂Ti后材料的晶粒尺寸更大,晶界密度更低。在高温条件下,氦泡迁移合并作用增强,晶界成为氦泡迁移的有利通道,更高的晶界密度有利于小氦泡迁移合并发育成大氦泡并破裂释放,对应了Ti掺杂ZrCo样品氦热释放峰向高温区域偏移。为建立Ti掺杂影响氦包埋ZrCo合金膜固氦能力的微观机制解释提供了有力支撑。
王瑾[3]（2019）在《Fe-Cr合金α相中氦偏聚及其损伤行为的分子动力学模拟》文中研究说明聚变堆第一壁材料服役环境极其恶劣（高温、高压和高通量的中子辐照）,由此产生的级联碰撞和氦（He）辐照损伤对反应堆安全及稳定运行至关重要。He通常不溶于第一壁结构材料且扩散激活能很低,易与材料中其它缺陷（空位、位错和晶界）发生相互作用形成He泡,进而导致材料性能的恶化,如肿胀、硬化和脆化等。目前对这些现象的微观尺度机制还不是十分清晰,通过实验方法深入探究He原子扩散、偏聚行为,以及He泡与材料结构缺陷的交互作用及其影响机制难度较大。分子动力学（Molecular dynamics,MD）方法是一种在原子尺度研究多原子或分子系统的模拟技术,它在揭示材料微观物理机制方面具有不可比拟的优势。本文的研究对象为体心立方结构的Fe-Cr基合金,以点、线、体缺陷和宏观裂纹等辐照缺陷为主线,采用MD方法研究了点缺陷扩散、平衡弛豫演化行为,位错（环）结构的形成与演化行为;在此基础上,探究了 He泡形核与长大机制,He泡与位错的交互作用机制,不同尺度的结构缺陷（包括中间相、位错、孔洞和裂纹）、温度、成分等因素对Fe-Cr合金中He原子扩散、偏聚行为的影响规律,从原子尺度层面深入揭示了 He泡的平衡演化、偏聚过程及其对基体塑性变形机制的影响。主要结论如下:（1）以置入弗兰克尔对点缺陷的方式构建了 Fe-14Cr合金电子辐照模型,深入研究了点缺陷的扩散与弛豫演化行为。研究表明,在存在电子辐照缺陷的Fe-14Cr合金中,Fe及其置换元素（如Cr）原子发生短程扩散,辐照点缺陷演化行为仅促进基体中空位团簇和位错环的生成,不会产生置换元素有序富集进而出现中间相（富Cr的α’相）现象。辐照点缺陷浓度增加,会导致基体Fe和Cr原子扩散加剧,诱发产生空位团簇和位错环。随着温度的升高,辐照点缺陷复合概率增加直至复合完全,空位团簇和位错环密度降低。当温度为1200 K时,点缺陷在时间为2.6 ns时就能完全复合。Fe-14Cr合金中置换Cr原子会与辐照点缺陷诱发产生的间隙原子形成<1 11>构型的Fe-Cr、Cr-Cr挤列子,阻碍辐照点缺陷之间的复合,增加位错环密度。（2）在Fe-Cr合金基体中构建了不同位错密度与空间构型的刃型位错模型,研究了辐照He泡与位错的交互作用与影响机制,阐明了低温抑制He泡长大,高Cr含量促进He泡形核微观机理。研究表明,He原子的扩散偏聚行为可分为两种机制:低He浓度（<0.1 at.%）下的长程扩散机制和高He浓度（>0.1 at.%）下的短程扩散机制。温度升高、置换Cr组元含量减少会增加辐照He原子的扩散速率和位错可动性。He原子向位错的偏聚效应会显着影响He泡的空间分布,一些离散分布的大尺寸He泡在塑性变形过程能够诱发位错大量增殖,使基体呈现出较高的塑性。这表明可以通过控制位错的分布改善材料的辐照脆性。（3）在Fe-Cr合金基体中引入不同数目密度和尺寸的富Cr的α’相、孔洞和不同氦/空位（He/V）比例的He泡三维辐照体缺陷,通过拉伸测试,根据应力-应变响应的变化,研究了三维体缺陷对基体塑性变形机制的影响规律,揭示了富Cr的α’相、孔洞和He泡加速基体断裂进程的原子尺度机制。研究表明,含与不含富Cr的α’相模型的塑性变形过程均包括弹性变形、面心立方（fcc）相变、密排六方（hcp）层错和断裂四个阶段;含孔洞模型的塑性变形过程仅包括弹性变形、fcc相变和断裂三个阶段。孔洞和富Cr的α’相数目密度增加会抑制hcp层错转变。富Cr的α’相尺寸增大会诱发fcc相变、加速hcp层错转变。当He泡中He/V 比例不同时,含He泡模型断裂机制不同:当He/V 比例从0.5升高到5时,断裂机制由fcc相变机制转变为位错强化机制。（4）澄清了不同取向裂纹扩展行为、辐照He原子和置换Cr原子对裂纹扩展行为的影响规律。研究表明,（0 0 1）[0 1 0]裂纹扩展机制为弹性变形-相变-裂纹尖端沿相变区解理断裂;（1 2 1）[1 1 1]裂纹扩展机制为弹性变形-孪晶扩展-孪晶尖端应力集中诱发多空洞合并断裂。He浓度和Cr含量对裂纹扩展行为产生截然相反的影响。He浓度对（00 1）[0 10]和（1 2 1）[11 1]裂纹扩展行为影响包括两个方面:低He浓度（<0.9 at.%）下,两类裂纹扩展机制不改变,He添加仅仅减缓相变或者孪晶转变速率;高He浓度（>0.9 at.%）下,两类裂纹扩展机制改变,该浓度下两类裂纹扩展机制相同,均为He团簇受力演化成空洞,多空洞合并断裂。Cr原子对两类裂纹扩展行为的影响与Cr含量多少无关,Cr原子能够增加相变转变比率和加快孪晶转变速率,延迟（0 01）[010]裂纹断裂发生,诱发（1 21）[11 1]裂纹断裂提前发生。
曹金利[4]（2018）在《金属中氦和氢泡形核的第一原理研究》文中提出氦和氢在金属中的溶解度很低,容易在晶界、相界、空位及位错处聚集,形成氦泡和氢泡,导致材料表面和体相的微观结构改变,力学性能下降,严重影响材料的服役寿命。受实验技术手段的限制,金属中氦泡和氢泡形核长大过程中的一些基本问题还没有完全弄清楚,如氢分子何时形成、氦团簇如何迁移、以及形核机制等。随着计算机硬件性能的提高和并行计算方法的改进,基于量子力学第一原理的大规模并行计算成为解决这些问题的可选工具。运用第一原理计算方法,我们研究了体心立方金属铁、钼、钨和面心立方金属铜、钯、铂六种金属中氦的自捕获效应和氦原子对的迁移行为。计算表明氦原子对的迁移势垒主要取决于低能量的氦原子对构型,而这些构型又依赖于不同间隙位置单个氦原子的形成能。体心立方金属中氦原子对迁移行为相似,势垒都略高于单个氦原子。亚稳定桥位置的存在使面心立方金属中氦原子对迁移复杂:它在铜中的迁移势垒小于单个氦的势垒,在钯和铂中和后者相等。我们的第一原理计算结果不仅为未来更大氦团簇的计算提供起点,为分子动力学计算所需的势函数提供了验金石,也为更大尺度的模拟计算提供了准确的参数。为阐明氦泡、氢泡与合金元素的相互作用,我们以铍钨合金中的第二相Be22W为例,研究了合金相对氦和氢的捕获作用,以及对氦泡氢泡形核初期的影响。计算表明,和纯铍相比,Be22W中的间隙位的氦和氢的溶解能更低,迁移势垒更高,在捕获氦和氢的同时也阻碍二者的扩散;铍和钨的相互作用提高了 W、Be16c和Be16d空位的形成能,降低了 Be48f和Be96g的形成能。Be22W中氦的自捕获能力较弱,铍空位对氢的捕获能也较小,所以氦和氢的聚集成团趋势减小。我们预测弥散分布的Be22W颗粒可以成为有效的氦和氢的捕获中心,抑制氦泡和氢泡的形核和生长,提高铍的耐辐射性。氢的聚集是氢泡形成的前提,而氢分子的形成则是氢泡形成的标志和起点。体心立方金属中单空位能捕获氢,但氢分子的形成一般需要更大的自由体积。我们以体心立方金属铬和钨为例研究了分子氢形成所需要的临界空位团簇大小。计算结果表明,在铬中,最小的氢泡是27-空位团簇,在表面捕获54个氢而致饱和后,在空洞中心形成9个H2分子;在钨中,最小的氢泡也是27-空位团簇,在表面捕获66个氢而致饱和后,在空洞中心形成9个H2分子。捕获的氢原子以及压缩的H2能够促进空洞的生长。我们的第一原理研究在原子尺度上揭示了铬和钨金属中氢泡形核与长大不是自捕获效应,不同于氦泡自发产生空位和自间隙原子。我们计算的结果对于理解诸多金属材料的氢脆现象也可以提供帮助。
华娟[5]（2017）在《杂质原子H/He/C/N/O在金属钒及其合金中行为的第一性原理研究》文中研究指明能源短缺是制约人类社会发展的最重要因素之一,寻找新型替代能源是当前的主要任务。核聚变能由于其清洁、安全等优点成为将来最可能的替代能源。在聚变反应中,结构材料选择尤为关键。氘-氚聚变反应产生的高能中子辐照轰击结构材料发生嬗变反应,产生大量的氢（H）和氦（He）等杂质,这些杂质严重影响材料的结构,导致其物理、化学性质发生变化,并影响其使用寿命。钒（V）作为典型的低活化金属,是核聚变装置中结构材料的候选者。实验表明,H、He、C、N以及O等杂质会对V的性能产生极大的影响,为了提高V在高温、高辐射下的性能,通过添加合金化元素钛（Ti）和铬（Cr）可以明显改善其性能。因此,研究嬗变产物和杂质以及合金化元素Ti和Cr对V的结构和性能的影响对于结构材料的选择具有重要的意义。在本文中,我们应用第一性原理方法,系统研究了嬗变产物（H,He）和外来杂质（C,N）在V中的行为;合金化元素Ti和Cr对其在V中溶解性能的影响以及杂质C对N/He/O在V中行为的影响。我们研究了合金化元素Ti对V中H/He行为的影响。结果表明:（i）在无缺陷V-Ti合金中,单个H原子易于占据T-site;（ii）H原子倾向于在空位聚集,且单个空位能够捕获3个H原子;（iii）Ti的出现可以增大H在V中的形成能,从而减少空位对H的捕获数量,即添加合金化元素Ti可以抑制H在V中的溶解,从而可以提高V作为结构材料的性能;（iv）Ti的存在增加本征V中He团簇以及He与空位之间的形成能,表明Ti能够抑制He自身以及在空位中聚集成泡;（v）在合金化元素Ti附近,He与Hen-1-vacm小团簇之间存在吸引力,对于给定的m值,间隙位He原子与小团簇之间的相互作用随He原子数目的增加而减小;对于给定的n值,间隙位He原子与小团簇之间的相互作用随着空位数目的增多而变大,这表明Hen-vacm团簇附近的应力来源于多个He原子的聚集。我们研究了 V中杂质C的存在对N、He和O杂质行为的影响。杂质C和N倾向占据O-site;相比之下,杂质N的形成能更低一些。对于2个杂质原子的情况,C-C、C-N和N-N分别占据两个相邻的O-site并沿着<111>方向成对。存在空位时,杂质C和N原子均不占据空位中心,而是倾向于占据空位附近的O-site,原因在于杂质原子易与基体V原子形成碳化钒或氮化钒。当V中杂质C和He同时存在时,C-He之间的距离为2.39 A时溶解能最低,为3.05 eV;当C-He之间的距离小于2.39 A时,C-He之间存在排斥作用,使得He原子趋向于远离C原子。当V中存在空位时,C-vac小团簇易于俘获He原子形成C-vac-Hen团簇,其中第一个He原子最稳定的位置距离空位0.92 A。随着He原子数目的增加,C-vac-Hen团簇局部应力增加将挤走附近的V原子,形成一个弗兰克尔（Frankel）缺陷对并释放应力,从而能够俘获更多的He原子形成更大的C-vac-Hen团簇。当V中存在空位时,单个空位最多能容纳2个O原子,最稳定的构型为2个O原子分别位于两个近邻的O-site附近（距离空位中心约1.37A）,它们沿着<100>方向排列。当杂质C原子存在时,vac+C小团簇对O原子的俘获能为-0.899 eV,低于单个空位对O的俘获能。最后我们研究了 V-Cr二元合金中合金化元素Cr对H/He稳定性的影响。合金化元素Cr的存在可以增加H和He在V中的溶解能。当V-Cr合金中存在空位缺陷时,单空位最多可以捕获4个H原子;而在本征V中,单空位可以捕获6个H原子;当V-Cr合金中存在空位缺陷时,He原子倾向于占据Cr附近的O-site,已存在的He-vac小团簇将俘获6个H原子。本论文应用第一性原理方法研究了合金化元素Ti和Cr对杂质H、He、C、N以及O在金属V中行为的影响,这些结果将为核聚变结构材料的选择和制备提供必要的理论依据。
杨晓勇[6]（2016）在《核材料中点缺陷扩散动力学系数的第一性原理研究》文中认为能源是人类文明得以进步的基础,然而随着工业技术的快速发展和现代人类文明的进步,地球上的资源匮乏形势日益严峻。为了实现持续的社会发展,核能正被广泛使用和大力发展。而核能的安全问题一直饱受争议。物理学家费米曾指出,“在核反应堆造成的强辐射场下,材料辐照行为将决定核科学技术的成败”,核反应堆结构材料是核材料的重要组成部分。金属铍、锆及其合金化合物,是关键的核反应堆结构材料。金属铍具有密度小、体弹模量大、热导率高,以及低中子散射截面等优点,而超高的比强度甚至超过了钛合金和铝合金。碳化锆（ZrC）是一种高温耐火材料,具有熔点高、强度大,热中子俘获截面小、导电性好、抗腐蚀性/氧化性强,在高温下具有良好的化学稳定性和超强的机械稳定性。由于核反应环境的高温、强辐射等条件的限制,铍、锆金属及其合金将必须暴露在由嬗变产生的微粒子（如中子、电子等）辐照环境中,造成α衰变以及裂变等反应。晶体材料中原子受到辐照能量的冲击,可能会形成各种结构缺陷,使材料的机械/热力学等性能发生退化、使用寿命缩短。因此,研究氢、氦等具有代表性的嬗变物质在核反应堆结构材料内的形成过程、稳定性以及扩散行为等性质,对预测、调控结构材料在这种高温、高粒子流辐照环境下的微观结构演化过程和损伤行为具有重大意义。出于以上研究目的,本文采用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法,对金属铍、碳化锆等结构材料内的各种缺陷形成过程和杂质氢、氦原子的迁移扩散性质做了系统研究与分析讨论。本文主要分为以下四部分：（1）首先对碳化锆（ZrC）的基态电子结构、力学性质、热力学性质,以及点缺陷性质进行了系统研究,结果表明碳化锆晶体结构在常压下是满足动力学稳定性的,Zr-C键具有混合的离子/共价特性,共价性表现为C-2p与Zr-4d/4p轨道在费米能级附近的杂化,离子性主要表现在Zr-4d/4p轨道有约1.71个电子转移到C-2p轨道上。通过计算对比碳化锆中可能形成的各类点缺陷形成能发现,在辐照环境下碳相关的缺陷比锆相关的缺陷更易形成。（2）研究了杂质氦原子（He）在碳化锆材料中的缺陷形成方式、溶解性和扩散机制,预测了其在ZrC中随温度变化的扩散系数。研究发现,由于较高的缺陷形成能,氦原子在ZrC材料中较难溶解。在热力学平衡条件下,氦原子倾向于占据四面体间隙位；当晶体中存在点缺陷时,氦原子更倾向于占据锆空位。氦原子在碳化锆中的扩散方式主要以间隙辅助扩散机制为主。通过对比扩散系数,发现氦原子在碳化锆中的扩散要比在碳化硅中低5个数量级,说明碳化锆抵抗氦原子辐照损伤的能力远强于碳化硅。（3）对比计算了氢原子（H）在碳化锆中的缺陷形成能,结果发现单个氢原子更倾向于占据碳空位,其与氦原子的情况不同。占据碳空位的氢原子可从近邻的锆原子获得约0.7个电子,趋向于形成1s2的稳定价态结构。当两个氢原子同时占据四面体间隙位时,会在<110>方向形成相距为1.30A的H-H原子对。利用CI-NEB方法,我们搜索了氢原子在碳化锆晶体中迁移的最低能量路径,并得到过渡态,进而运用过渡态理论得到了扩散系数随温度变化的关系曲线。氢、氘、氚的同位素效应对扩散系数曲线的影响主要来源于零点振动能和质量差异两方面。随着同位素原子质量的增加,对应的声子振动频率呈下降趋势。（4）氦原子在金属铍中最倾向于占据BT位,其次是BO位。由于金属铍具有六角密排晶体结构,因此沿着Xy平面和z轴方向,氦原子的扩散呈现出明显的各向异性。在低温下,间隙氦原子在xy平面内借助四面体间隙位扩散；随着温度的升高,氦原子更易沿着z轴在层间进行扩散,八面体间隙位充当过渡态,属于三维扩散。根据不同的扩散构型,我们分别得到了氦原子沿xy平面和z轴方向的扩散系数随温度的变化关系。
许健[7]（2016）在《金属镍中氦与位错相互作用的原子尺度模拟》文中提出反应堆材料在极其恶劣服役环境下（如高温,高压,高通量的中子辐照）的性能对反应堆的安全性起着决定性的作用。反应堆材料的挑战之一是金属结构材料普遍面临的氦脆问题。金属结构材料中产生氦的方式有很多种,例如裂变反应堆内部核反应所产生的中子与结构材料发生的（n,α）嬗变反应;聚变堆的第一壁材料表面受到来自等离子体α粒子的轰击而导致氦的积累以及储氚（tritium）材料中因氚衰变而产生氦等方式。由于氦是惰性气体,具有满壳层的电子结构,因此它不溶于金属材料基体。而材料中积累的氦易于被空位（Vacancy,V）捕获形成He-V团簇,甚至形成氦泡,氦泡易于被捕陷于位错,晶界等缺陷处并进一步粗化,从而导致材料的宏观物理性能与力学性能降低,如:强度和延展性降低、低温辐照硬化和材料寿命的降低。因此,深刻地理解金属中氦与各种缺陷（如位错）的相互作用及氦的扩散、聚集、氦泡形核及粗化等演化行为的微观物理机制,对于核能结构材料是很有必要的。与奥氏合金相比,镍基合金具有良好的抗（熔盐）腐蚀,抗蠕变断裂性能和高温强度,在第IV代核能系统中,是最有潜力的结构材料。为了最终能解决镍基合金中由氦引发的脆化问题,首先必须理解镍中氦的行为。此外,钚（239Pu）是核反应堆中被广泛使用的核燃料,它在存储和服役过程中衰变产生高能α离子,也将使它面临着氦脆的问题。由于Pu具有很强的放射性和化学毒性且电子结构非常复杂,Pu中的“氦效应”不论是理论计算或实验研究都十分困难。因此我们可以选择具有相同的晶体结构或电子结构的常规材料（例如镍）来代替Pu,为Pu中的氦以及氦与缺陷相互作用的微观演化行为起到一定的指导作用。因此,在本文中我们选取的研究对象为纯Ni。本文基于嵌入原子势（EAM）,采用NVT系综弛豫的分子动力学（molecular dynamics）方法,系统地模拟研究了He与纯Ni不同类型的位错的相互作用。首先,研究了氦原子与四种不同的位错之间的相互作用,计算了氦原子的结合能分布,进而得到了这四种位错捕陷氦原子能力的强弱。另外还发现位错的分解和运动与引入氦的位置,氦相对于partial cores位置以及引入的区域有关,这可能会导致氦对partial cores的钉扎作用。其次,研究了氦对螺位错分解的影响,在滑移面上均匀分布的He会使螺位错分解的宽度变小,其原因是由于氦诱导的平面滑移特性（partial cores相互吸引而靠近）使本征层错能（SFE）增大。
杨彪[8]（2015）在《V-5Cr-5Ti合金的第一性原理研究》文中研究说明V-5Cr-5Ti合金以其优异的力学性能、抗氧化性、高温性能、抗中子辐照性能以及良好的可加工性等,已成为聚变堆包层模块的主要候选结构材料。但目前对V-5Cr-5Ti合金在原子尺寸上的性质与微观结构之间的关系以及合金中杂质原子的影响还缺乏详尽的了解与研究。因此,本文采用基于密度泛函理论的第一性原理方法,从原子层面上研究V-5Cr-5Ti合金的力学和热力学性质,并对杂质原子（C、N、O）在纯钒和V-5Cr-5Ti合金中的行为进行了探讨,从而补充了V-5Cr-5Ti合金的基础研究数据,为该合金的优化设计提供理论基础,对促进该合金在聚变堆上的应用具有较大的理论和实际意义。研究发现由于添加了合金元素Cr和Ti,产生固溶强化作用,使V-5Cr-5Ti合金的延展性要略低于纯钒的,但其强度要高于纯钒的强度。另外,由于氧原子的掺入,会使V-5Cr-5Ti合金的延展性和强度都出现不同程度的降低,使其力学性能下降。在热力学方面,计算出温度在298.15K时V-5Cr-5Ti合金的德拜温度为416.34K、等容热容为29.89J/（mol·K）、熵为31.97 J/（mol·K）以及膨胀系数为7.48×10-6 K-1等热力学性质。并分析了温度在0-1500 K之间时,V-5Cr-5Ti合金的热容曲线。研究表明C、N、O原子在纯钒的八面体间隙位置最稳定,其扩散势垒分别为0.89e V、1.26 e V、0.98 e V,进而求出其在纯钒中的扩散系数分别为8.11×10-7exp（-0.89e V/k BT）m2/s、8.94×10-7exp（-1.26e V/k BT）m2/s和7.33×10-7exp（-0.98e V/k BT）m2/s。通过对比C、N、O原子在V-5Cr-5Ti合金中的结合能,发现C、N、O原子更倾向于占据离Ti原子较近的八面体间隙位置。表明V-5Cr-5Ti合金中的C、N、O更容易与Ti元素结合,形成富含Ti的碳-氮-氧化物（记为Ti（CON））。
范开敏[9]（2014）在《稀土金属及其氢（氚）化物有关材料性能的研究》文中认为目前能源缺乏以及环境污染等问题,越来越突出。氚是未来清洁能源聚变能的重要燃料,也是中子发生器的关键氚靶材料。由于中子发生器里用氚、核聚变燃料用氚等需求出现,获得高性能储氢（氚）材料已迫在眉捷。储氢材料中氢的同位素氚可以衰变为氦,氦在材料中聚集成泡,对材料的力学性能以及氚到表面的扩散等都有明显的影响。本论文以稀土金属钪、铒和钇为代表,运用第一性原理和分子动力学方法研究稀土金属、稀土金属-氢、稀土金属-氦体系的结构性质、力学性质以及缺陷性质等。主要研究内容及结论概括如下:1.采用第一性原理方法研究了六角密堆（hcp）结构MAx（M=Sc,Er;A=H,He）的弹性性质,其中x=0、0.0313、0.125、0.25,分别讨论了体系中不同浓度的氢和氦对a-ScAx（A=H,He）和a-ErAx（A=H,He）体系的弹性性质的影响。计算结果表明,a-ScHx体系的弹性常数和弹性模量基本上随氢浓度增加而增大,与实验测量得到的结果一致,对a-ScHex来说,其弹性常数和弹性模量随氦浓度增加几乎都是变小的趋势;a相铒-氢体系晶体的弹性常数、体弹模量、剪切模量、杨氏模量基本上随着晶体中氢的浓度增加而增加,然而,铒-氦体系的弹性常数、体弹模量、剪切模量和杨氏模量几乎随着氦浓度的增加而降低。我们从电荷转移方面分析了H或He与Sc或Er的相互作用。发现a-ErAx（A=H,He）和a-ScAx（A=H,He）的弹性性质随H或He浓度的变化机制相似。2.采用基于密度泛函理论（DFT）的第一性原理方法计算了He原子浓度逐渐增加时,β-MH2-xHex（M=Er,Sc）体系的弹性常数、杨氏模量、体弹模量和剪切模量,其中x的取值为x=0、0.0313、0.0625、0.0938、0.125、0.1563、0.1875。结果发现β-MH2-xHex（M=Er,Sc）体系的杨氏模量、体弹模量和剪切模量随He浓度（x）的增加呈现两种不同的变化机制:x在00.13的范围,弹性模量随x值的增大而平缓降低;当x>0.13,β-MH2-xHex（M=Er,Sc）体系杨氏模量、体弹模量和剪切模量的降低加剧。这与实验测量得到的结论一致。我们发现不同的He浓度引起β-MH2-xHex体系中He原子和近邻金属原子之间不同的相互作用是导致这种机制出现的关键原因。当He的浓度足够高时,He团足够大,导致金属氢化物力学性能加剧降低。3.我们采用基于DFT的第一性原理方法,研究了H和He在hcp结构Sc和Er的（1121）晶界附近的行为,首先我们计算了（1121）晶界的晶界能,然后计算了四面体间隙H和He原子的形成能、八面体间隙H和He原子的形成能以及氦-空位团的形成能。研究表明,由于同为hcp结构晶体,并且化学性质相近,Sc和Er中（1121）晶界表现出相似的性质。靠近（1121）晶界面的四面体间隙h原子、八面体间隙h原子和四面体间隙he原子的形成能明显地增加,然而在晶界面附近的八面体间隙he原子的形成能由于晶界的影响而降低。我们计算了具有代表性的四面体构型和八面体构型的间隙h、he原子及其最近邻sc原子的电子态密度,从电子相互作用方面对上述结果做了详细的解释。通过分析,我们发现由于晶界的存在导致了间隙原子（h或he）与间隙原子的最近邻金属原子之间的电子相互作用发生了变化,从而影响晶界面附近的h和he缺陷的形成能。对hcp结构sc和er中（1121）晶界对空位和氦-空位团稳定性的影响的研究发现,氦-空位团的稳定性依赖于晶体中空位弛豫前后体积变化的绝对值,在晶界面附近的空位弛豫前后体积变化的绝对值较理想晶体里大,从而导致氦-空位团的形成能在晶界面附近降低,氦-空位团更稳定。4.利用实验数据和我们的dft计算的数据建立了拟合数据库,然后通过拟合hcp结构sc的晶格参数、弹性常数、内聚能、结构能差和单空位形成能等拟合得到适合描述sc-sc间相互作用的解析型键序作用势（bop）。我们拟合得到的sc-sc体系的bop势模型能够比较理想地描述hcp结构sc的结构性质和能量学性质。它不仅能重现hcp结构sc的晶格参数、弹性常数、内聚能、结构能差和单空位形成能,更关键的是,目前的bop势模型解决了嵌入原子势模型（meam）不能描述双空位稳定成键的问题。特别的是,得到的sc-sc的bop作用势能够描述结构稳定性、点缺陷性质、热动力学性质等。此外,还拟合得到描述sc-h原子间相互作用的bop势。结果表明,我们得到sc-h体系的bop势不仅能描述hcp结构sc-h体系中h缺陷的性质,还能描述β相sch2的体相性质。5.鉴于he的核外电子的特殊性,he-er、he-h之间的成键相互作用很弱,而bop势要考虑键能以及键角等因素。我们首先基于s-band模型和排斥对势（简称多体势）通过拟合单个he缺陷、he团和氦-空位团（nmhv,m=0,1）的形成能的dft计算数据,得到了er-he的相互作用。结果显示,弛豫后的替代he和六种间隙he缺陷的形成能的多体势计算结果几乎重现了dft计算数据。计算了额外的he原子与henvm间的结合能。计算表明,he原子与he团（hen）间的结合能随着he团大小的增加而普遍地升高。此外,er-he多体势和dft计算都显示,当henv中的n>1时,he原子与henv间的结合能基本保持不变值。我们还计算了he原子在两个最稳定的间隙点（t）之间的两种迁移。与dft计算结论一致,多体势计算结果显示在hcp-er中的四面体间隙he原子迁移偏爱t1®bt®t2路径。此外,利用er-he多体势,采用分子动力学方法计算了he在hcp结构er中的成核过程。结果显示,在300k温度下弛豫0.5ns后的he原子没有出现成核现象,然而当温度升高至600 K环境下弛豫0.5 ns后,He原子迁移行为活跃,并出现比较大的氦-空位团。为了测试hcp-Er中空位对He团的影响,我们用MD方法模拟了5个空位和22个He原子在Er中不同温度下的行为,得到了与实验观察一致的结论:hcp-Er中的空位担当俘获He的角色,加快He团的形成。最后,结合Er-H体系的BOP势参数,采用拟合得到的Er-He和H-He的多体相互作用,计算ErH2中点缺陷的形成能并且得到了比较理想的结果。6.利用DFT研究了hcp-Y中自间隙原子的性质、H缺陷的性质、He缺陷性质和表面等性质,并且计算了H缺陷和He缺陷原子以及hcp晶格中它们的近邻原子的电子态密度,分析了原子间的电子相互作用。计算显示,除了BC构型,其它七种自间隙原子构型都是稳定结构或者亚稳定结构,BC结构的自间隙原子不稳定,弛豫后转变为BO间隙。hcp结构Y中H原子更愿意占据四面体间隙位置,其次是八面体间隙位置,替代位H原子的形成能最高。我们发现He原子缺陷更愿意占据空位,在没有可占据空位的情形下,He原子更倾向于占据四面体间隙位。以计算得到的DFT值和部分实验数据作为拟合数据库,拟合得到Y-Y体系的BOP势。结果显示,得到的Y-Y相互作用能够较好地描述hcp-Y的自间隙原子形成能、空位形成能、双空位键能等点缺陷性质以及体相性质和热动力学性质。
龚玲[10]（2013）在《金属钒块体中和表面上杂质原子的占位与扩散特性研究》文中研究说明钒基合金具有良好的低活化特性和耐高温特性等优点，可应用于未来核聚变堆中第一壁结构材料。在高能辐照下，第一壁材料内部会产生大量的空位和自间隙等本征缺陷，聚变反应的反应物H和嬗变产物He等元素也会进入第一壁材料之中。在钒合金在制造过程中，微量元素（如C、N和O等）也会渗入到这些材料之中。这些缺陷和杂质会诱使这些材料发生脆化从而缩短了使用寿命。本文应用第一性原理方法研究了金属钒块体中本征缺陷的稳定性、上述五种杂质原子在金属钒块体及表面上的占位和扩散行为。（1）从能量的角度研究了钒块体中十种典型本征缺陷的占位构型及其稳定性。金属钒中的单空位构型的形成能最低，体系最稳定；<111>方向dumbbell自间隙构型的形成能仅高于单空位构型的情况，则是第二稳定的构型；而三种双空位构型的形成能都比较高，其中<110>方向的双空位构型的形成能为4.84eV，是最不稳定的构型。（2）从形成能、电荷密度、态密度和Bader电荷等四个方面研究了单个H、He、C、N和O原子在金属钒块体中三种不同占位下的稳定性机制。杂质与金属钒构成的总体系的形成能越低，杂质原子与最近邻钒原子之间的价电荷密度越高、杂质原子与最近邻钒原子的价态密度重叠现象越明显、杂质原子的总态密度在费米能级处的值越低以及杂质原子的Bader电荷值也越低，该体系就越稳定。所以，H和He在四面体间隙位置稳定，C、N和O在八面体间隙位置最稳定。此外，本文利用CINEB方法研究了这些杂质原子在金属钒块体中的扩散，结果表明H和He比C、N和O更容易在金属钒中扩散，其中H的扩散系数最大而N的最小。（3）从形成能、态密度以及Bader电荷等三个角度研究了单个杂质原子在金属钒表面上的择优占位，并结合CINEB方法研究了这些杂质在金属钒表面上及次表面间的扩散行为。闭壳层结构的He经弛豫后进入真空层。H、C、N和O在金属钒表面上的hollow位最稳定，H沿hollow-bridge-hollow路径的扩散势垒最低。TIS1是表面与次表面的中间位置，H、C、N和O在弛豫后的TIS1和TIS2两种构型中比较稳定。沿hollow-TIS1路径的扩散中，C原子最难扩散、N和O原子次之以及H原子最容易扩散；H、C、N和O原子从表面进入次表面比较难，反之比较容易。在次表面内沿TIS1-TIS2路径的扩散中，H最容易扩散，C、N和O原子相对较难扩散。
二、有效介质理论计算He原子在金属钒中的扩散行为（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、有效介质理论计算He原子在金属钒中的扩散行为（论文提纲范文）
（1）聚变堆中第一壁结构材料晶界性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 聚变能的背景与意义 |
| 1.2 聚变能研究工作的历史和现状 |
| 1.3 聚变堆第一壁材料研究进展 |
| 1.3.1 第一壁结构材料 |
| 1.3.2 第一壁结构材料的辐照效应 |
| 1.4 晶界研究的相关内容 |
| 1.5 本论文的研究思路和研究内容 |
| 2 第一性原理方法与晶界模拟相关概念 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 多粒子体系的Schr?dinger方程 |
| 2.1.2 Born-Oppenheimer近似 |
| 2.1.3 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.1.4 Kohn-Sham方程 |
| 2.2 交换关联泛函 |
| 2.2.1 局域密度近似 |
| 2.2.2 广义梯度近似 |
| 2.3 计算方法 |
| 2.3.1 VASP软件包介绍 |
| 2.3.2 EMTO方法 |
| 2.4 Nudged Elastic Band方法 |
| 2.5 晶界重合位置点阵模型 |
| 2.5.1 晶界 |
| 2.5.2 晶界的理论模型 |
| 3 金属钒晶界对He原子偏聚和扩散行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 晶界的理论模型和计算方法 |
| 3.3 晶界结构 |
| 3.4 He在晶界区域的偏聚 |
| 3.5 晶界对He原子扩散的影响 |
| 3.6 He原子对晶界理论强度的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 金属铁晶界对He的偏聚和扩散行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 晶界的理论模型和计算方法 |
| 4.3 晶界结构 |
| 4.4 He在晶界区域的偏聚 |
| 4.5 He偏聚在晶界上的弹性畸变能和化学相互作用能 |
| 4.6 He原子沿晶界和垂直于晶界方向扩散的迁移能垒 |
| 4.7 He原子沿晶界和垂直于晶界方向扩散的扩散系数 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 金属铁晶界中界面Cr含量对He的偏聚和扩散行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 晶界的理论模型和计算方法 |
| 5.3 晶界结构 |
| 5.4 界面Cr含量对晶界能的影响 |
| 5.5 界面Cr含量对He原子在晶界偏聚的影响 |
| 5.6 界面Cr含量对He沿晶界面扩散的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 铁铬合金中温度对晶界相的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 晶界的理论模型和计算方法 |
| 6.3 理论模型的准确性评估 |
| 6.4 化学均匀的铁铬合金的晶界能 |
| 6.5 化学均匀Fe-Cr合金中Cr的晶界偏聚能 |
| 6.6 温度相关的界面Cr含量对晶界能的影响 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）Ti掺杂对ZrCo贮氚合金固氦性能影响研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 氦在金属中的存在机制 |
| 1.1.1 氦原子在金属中的能量 |
| 1.1.2 氦在金属中的迁移机制 |
| 1.1.3 氦泡的形成和聚集长大 |
| 1.2 金属材料中氦行为研究 |
| 1.2.1 金属中氦行为的理论研究 |
| 1.2.2 金属中氦行为的实验研究 |
| 1.2.3 元素掺杂法提升金属固氦能力 |
| 1.3 论文工作和意义 |
| 第二章 含氦薄膜样品实验和表征方法 |
| 2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2 氦热解实验TDS |
| 2.3 扫描电镜SEM |
| 2.4 离子束分析技术 |
| 2.4.1 卢瑟福背散射RBS |
| 2.4.2 弹性离子反冲ERD |
| 第三章 Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co和ZrCo含氦样品制备及成分表征 |
| 3.1 磁控溅射制备含氦薄膜技术原理和控制参数 |
| 3.1.1 磁控溅射制备含氦薄膜技术原理 |
| 3.1.2 磁控溅射制备薄膜样品制备控制因素 |
| 3.2 含氦ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co薄膜样品制备 |
| 3.3 离子束分析ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co薄膜成分及氦浓度和分布 |
| 3.4 ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co薄膜样品物相分析 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co含氦薄膜氦热解吸实验 |
| 4.1 磁控溅射制备1小时ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co样品氦热解吸实验 |
| 4.1.1 磁控溅射1个小时ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co样品氦热解吸谱 |
| 4.1.2 磁控溅射1个小时ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co样品固氦能力分析 |
| 4.2 样品厚度对氦热解吸影响分析 |
| 4.3 小结 |
| 第五章 ZrCo和Zr_(0.8)Ti_(0.2)Co含氦薄膜表面和截面形貌分析 |
| 5.1 氦热解吸前样品表面和截面形貌分析 |
| 5.1.1 低含氦量样品氦热解吸前形貌和能谱分析 |
| 5.1.2 氦热解吸前高氦含量样品形貌和能谱分析 |
| 5.1.3 氦热解吸前含氦样品薄膜截面 |
| 5.2 氦热解吸后样品SEM分析 |
| 5.2.1 氦热解吸后含氦样品形貌分析 |
| 5.2.2 氦热解吸后含氦样品能谱分析 |
| 5.2.3 氦热解吸后含氦样品薄膜截面 |
| 5.3 样品厚度对氦热处理后形貌的影响 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 主要研究结论和研究展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 研究展望 |
| 6.2.1 Ti含量对ZrCo贮氚合金中氦行为影响 |
| 6.2.2 ZrCo和Zr_xTi_(1-x)Co薄膜材料中氦、氢同位素相互作用研究 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（3）Fe-Cr合金α相中氦偏聚及其损伤行为的分子动力学模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 辐照损伤机制 |
| 1.2.1 级联碰撞 |
| 1.2.2 He行为 |
| 1.2.3 辐照硬化与脆化 |
| 1.3 分子动力学模拟方法 |
| 1.3.1 基本原理与方程 |
| 1.3.2 数值算法 |
| 1.4 核聚变第一壁材料实验与分子动力学模拟研究现状 |
| 1.4.1 级联碰撞下缺陷演化研究现状 |
| 1.4.2 He泡长大行为与硬化机理研究现状 |
| 1.4.3 富Cr的α'相偏聚与析出行为研究现状 |
| 1.5 本文研究思路 |
| 第2章 Fe-14Cr合金α相中点缺陷演化行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 模型初始设置与结果分析方法 |
| 2.2.1 系综选择 |
| 2.2.2 边界条件选择 |
| 2.2.3 势函数选择 |
| 2.2.4 模拟结果提取与分析 |
| 2.3 Fe-14Cr合金电子辐照模型建立与模拟过程 |
| 2.4 弗兰克尔(Frenkel)对浓度对点缺陷演化行为的影响 |
| 2.4.1 Frenkel对与位错演化行为 |
| 2.4.2 Fe、Cr原子扩散行为 |
| 2.5 温度对点缺陷演化行为的影响 |
| 2.5.1 Frenkel对与位错演化行为 |
| 2.5.2 Fe、Cr原子扩散行为 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 α相Fe-Cr合金线缺陷(刃位错)He泡偏聚及其对变形的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 位错模型建立与模拟过程 |
| 3.3 位错与He泡的交互作用 |
| 3.3.1 He原子向位错偏聚行为 |
| 3.3.2 He泡对应力-应变行为与位错演化的影响 |
| 3.4 He泡温度效应 |
| 3.4.1 低温抑制He泡长大机理 |
| 3.4.2 温度对应力-应变行为与位错演化的影响 |
| 3.5 Cr含量对α相硬化脆化机制的影响 |
| 3.5.1 Cr原子促进He泡形核机制 |
| 3.5.2 Cr含量对应力-应变行为与位错演化的影响 |
| 3.6 He泡浓度效应 |
| 3.6.1 低浓度-长程扩散机制 |
| 3.6.2 高浓度-短程自吞噬机制 |
| 3.6.3 He泡偏聚长大和高塑性 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 辐照体缺陷对Fe-Cr合金α相塑性变形行为的影响机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 辐照体缺陷模型建立与模拟过程 |
| 4.3 孔洞对α相塑性变形机制的影响 |
| 4.3.1 Fcc、Hcp原子比例演化 |
| 4.3.2 应力-应变行为分析 |
| 4.4 富Cr的α'相密度与尺寸对α相塑性变形机制的影响 |
| 4.4.1 密度对Fcc、Hcp原子比例演化及应力-应变行为的影响 |
| 4.4.2 尺寸对Fcc、Hcp原子比例演化及应力-应变行为的影响 |
| 4.5 He泡中He/V 比例对α相塑性变形机制的影响 |
| 4.5.1 相变机制 |
| 4.5.2 相变与位错强化竞争机制 |
| 4.5.3 位错增值机制 |
| 4.6 不同晶体取向对α相塑性变形机制的影响 |
| 4.6.1 原子结构演化过程 |
| 4.6.2 应力-应变行为和位错演化分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 辐照He效应对Fe-Cr合金α相裂纹扩展行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 裂纹模型建立与模拟过程 |
| 5.3 无辐照He缺陷的α相基体裂纹扩展行为 |
| 5.3.1 应力-应变曲线对比 |
| 5.3.2 (001)[010]裂纹相变扩展机制 |
| 5.3.3 ((?) 21)[11 (?)]裂纹孪晶扩展机制 |
| 5.4 He浓度对两类裂纹扩展行为的影响 |
| 5.4.1 应力-应变曲线对比 |
| 5.4.2 He浓度对两类裂纹扩展机制的影响 |
| 5.5 Cr含量对两类裂纹扩展行为的影响 |
| 5.5.1 应力-应变曲线对比 |
| 5.5.2 Cr含量对两类裂纹扩展机制的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文情况与参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（4）金属中氦和氢泡形核的第一原理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 课题的研究背景 |
| 2.1.1 核聚变能研究历史 |
| 2.1.2 核聚变能研究进展和问题 |
| 2.2 聚变堆关键材料 |
| 2.2.1 面向等离子体材料 |
| 2.2.2 第一壁结构材料 |
| 2.2.3 高热流密度部件结构材料 |
| 2.3 金属中的氦 |
| 2.3.1 氦脆 |
| 2.3.2 氦泡的形核和长大 |
| 2.3.3 氦在金属中的迁移 |
| 2.4 金属中的氢 |
| 2.4.1 氢脆以及表面起泡 |
| 2.4.2 氢泡的形核和长大 |
| 2.5 本研究工作的主要内容及意义 |
| 3 量子力学第一原理计算方法 |
| 3.1 绝热近似(Born-Oppenheimer近似) |
| 3.2 单电子近似(Hartree-Fork近似) |
| 3.3 密度泛函理论 |
| 3.3.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 3.3.2 Kohn-Sham方程 |
| 3.3.3 交换关联泛函 |
| 3.4 赝势 |
| 3.4.1 平面波基组 |
| 3.4.2 赝势理论 |
| 3.4.3 赝势分类 |
| 3.5 过渡态理论 |
| 3.5.1 Elastic Band方法 |
| 3.5.2 Nudged Elastic Band方法 |
| 3.5.3 Climbing Image Nudged Elastic Band方法 |
| 3.6 VASP简介 |
| 4 体心立方金属中氦原子的迁移行为 |
| 4.1 本章引言 |
| 4.2 计算方法和模型 |
| 4.3 单个氦原子的溶解和迁移行为 |
| 4.4 He原子对的结合能和迁移势垒 |
| 4.5 结果讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 面心立方金属中氦原子的迁移行为 |
| 5.1 本章引言 |
| 5.2 计算方法和模型 |
| 5.3 单个氦原子的形成能 |
| 5.4 单个氦原子的迁移行为 |
| 5.5 He原子对的结合 |
| 5.6 He原子对的迁移行为 |
| 5.7 结果讨论 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 铍钨合金中氦和氢的迁移和形核行为 |
| 6.1 本章引言 |
| 6.2 计算方法和模型 |
| 6.3 氢在Be_(22)W中的行为 |
| 6.3.1 氢在Be_(22)W中溶解 |
| 6.3.2 间隙H在Be_(22)W中的迁移行为 |
| 6.3.3 Be_(22)W中氢和空位的相互作用 |
| 6.4 氦在Be_(22)W中的行为 |
| 6.4.1 氦在Be_(22)W中溶解 |
| 6.4.2 氦在Be_(22)W中的迁移行为 |
| 6.4.3 Be_(22)W中氦自捕获的效应 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 体心立方金属中氢泡的形成 |
| 7.1 本章引言 |
| 7.2 计算方法和模型 |
| 7.3 氢在金属表面(001)的吸附行为 |
| 7.4 氢在金属中的溶解 |
| 7.5 氢与空位团簇的相互作用 |
| 7.5.1 单空位中氢的分布 |
| 7.5.2 9空位团簇中氢的分布 |
| 7.5.3 27空位团簇中氢的分布 |
| 7.6 结果讨论 |
| 7.7 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）杂质原子H/He/C/N/O在金属钒及其合金中行为的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 前言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 钒基合金的实验研究现状 |
| 1.3 合金的理论研究现状 |
| 1.4 计算材料学概述 |
| 1.5 研究目标和结构安排 |
| 参考文献 |
| 第二章 理论方法 |
| 2.1 基本原理 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.3 常用量子力学计算程序包简介 |
| 参考文献 |
| 第三章 合金化元素Ti对金属V块体中H原子行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型和方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 本征V中合金化元素Ti的稳定性 |
| 3.3.2 V-Ti二元合金中H原子的稳定性 |
| 3.3.3 V-Ti二元合金中H原子与空位的相互作用 |
| 3.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 V-Ti二元合金中He-vac小团簇的性质 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算模型和方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 本征V和V-Ti二元合金中He原子的稳定性 |
| 4.3.2 本征V和V-Ti二元合金中He原子的扩散 |
| 4.3.3 合金化元素Ti对V块体中He小团簇的影响 |
| 4.3.4 合金化元素Ti对V块体中空位对He俘获行为的影响 |
| 4.3.5 V-Ti二元合金中He_n-vac_m小团簇的稳定性 |
| 4.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 金属V块体中C/N杂质的稳定性及其与空位缺陷的相互作用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算模型和方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 V块体中单个杂质C/N原子的稳定性 |
| 5.3.2 V块体中两个杂质原子C-C、C-N和N-N的相互作用 |
| 5.3.3 V块体中杂质C/N原子与空位的相互作用 |
| 5.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 金属V块体中杂质C对He稳定性的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算模型和方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 V块体中杂质C与He的作用 |
| 6.3.2 He与C-vac小团簇之间的作用 |
| 6.3.3 多个He与C-vac小团簇之间的作用 |
| 6.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 金属V块体中杂质C对O稳定性的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 计算模型和方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 V块体中杂质O的稳定性 |
| 7.3.2 V块体中杂质C对O稳定性的影响 |
| 7.3.3 V块体中存在空位缺陷时杂质C对0的影响 |
| 7.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 合金化元素Cr对金属V块体中H/He原子稳定性的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 计算模型和方法 |
| 8.3 结果与讨论 |
| 8.3.1 Cr在V中的稳定性 |
| 8.3.2 单个H原子和单个He原子在V-Cr二元合金中的稳定性 |
| 8.3.3 V-Cr二元合金中H与空位缺陷的相互作用 |
| 8.3.4 V-Cr二元合金中He与空位缺陷的相互作用 |
| 8.3.5 V-Cr二元合金中H/He与空位缺陷作用的协同效应 |
| 8.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第九章 总结与展望 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间参与的项目 |
| 参加的学术会议 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）核材料中点缺陷扩散动力学系数的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 晶体结构缺陷简介 |
| 1.2.1 晶体缺陷的含义 |
| 1.2.2 晶体缺陷的分类 |
| 1.2.3 本征点缺陷和杂质点缺陷 |
| 1.2.4 点缺陷的表示方法 |
| 1.3 本文选题意义及内容安排 |
| 参考文献 |
| 第二章 理论与研究方法 |
| 2.1 计算材料科学概述 |
| 2.2 第一性原理计算理论基础 |
| 2.3 从头(ab-initio)计算方法 |
| 2.4 密度泛函理论基础 |
| 2.5 交换关联能量泛函 |
| 2.6 赝势方法 |
| 2.7 密度泛函微扰理论(DFPT) |
| 2.8 本论文计算材料物性的软件简介 |
| 参考文献 |
| 第三章 扩散理论方法简介 |
| 3.1 扩散的基本原理 |
| 3.2 扩散的宏观动力学方程 |
| 3.3 扩散的微观机制 |
| 3.4 原子跃迁和扩散系数 |
| 3.4.1 随机行走与扩散距离 |
| 3.4.2 扩散系数 |
| 3.4.3 影响扩散系数的因素 |
| 3.5 计算原子迁移势垒的方法 |
| 3.5.1 常规的NEB方法 |
| 3.5.2 改进的CI-NEB方法 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 ZrC的基态性质 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 计算结果与讨论 |
| 4.3.1 原子结构与力学性质 |
| 4.3.2 电子结构和电荷分布 |
| 4.3.3 ZrC材料的声子谱曲线和其热力学性质 |
| 4.4 ZrC中的缺陷形成能 |
| 4.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 He原子在ZrC中的缺陷形成过程和扩散行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型和计算方法 |
| 5.3 计算结果与讨论 |
| 5.3.1 He原子在ZrC材料内的稳定性研究 |
| 5.3.2 He原子在ZrC中的扩散行为 |
| 5.3.3 扩散系数 |
| 5.4 小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 ZrC材料中H/D/T的稳定性及扩散行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型和计算方法 |
| 6.3 计算结果与讨论 |
| 6.3.1 单个H原子在ZrC中的稳定性 |
| 6.3.2 两个H原子在ZrC中的稳定性 |
| 6.3.3 H原子在ZrC中的迁移路径 |
| 6.3.4 扩散系数 |
| 6.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 Be材料中He原子的稳定性及扩散行为 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 计算方法 |
| 7.3 计算结果与讨论 |
| 7.3.1 间隙He原子在α-Be中的稳定位 |
| 7.3.2 间隙He原子在α-Be中的迁移行为 |
| 7.3.3 扩散系数 |
| 7.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 总结与展望 |
| 个人简历 |
| 致谢 |
（7）金属镍中氦与位错相互作用的原子尺度模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 氦在金属中行为的研究历程及现状 |
| 1.3 金属中氦的基本特性 |
| 1.3.1 氦原子在金属中可能占据的位置 |
| 1.3.2 氦在金属中的一些特征能量 |
| 1.3.3 氦泡的形核及粗化的物理机制 |
| 1.3.4 氦泡的运动和偏析 |
| 1.4 普遍的金属中氦的行为的研究方法 |
| 1.4.1 实验研究 |
| 1.4.2 理论模拟 |
| 1.5 本文研究的目的和意义 |
| 1.6 本文研究内容与方法 |
| 第2章 模拟计算方法-分子动力学（MD） |
| 2.1 分子动力学方法 |
| 2.1.1 运动方程的数值解法-有限差分方法 |
| 2.1.2 系综简介 |
| 2.2 原子间相互作用势 |
| 2.3 结合能及层错能的计算 |
| 第3章 镍中氦与不同类型的位错的相互作用 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法及位错模型 |
| 3.3 结果及分析 |
| 3.3.1 氦原子在四种位错模型中的结合能分布 |
| 3.3.2 氦原子与位错之间的相互作用 |
| 本章小结 |
| 第4章 镍中氦对螺位错分解的的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法及计算模型的构建 |
| 4.3 结果及分析 |
| 4.3.1 氦原子在扩展螺位错模型中的结合能分布 |
| 4.3.2 氦对堆垛层错（SF）的宽度以及广义层错能(GSFE)的影响 |
| 本章小结 |
| 总结与展望 |
| 附录A(攻读硕士期间所发表的学术论文目录) |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（8）V-5Cr-5Ti合金的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 V-5Cr-5Ti合金的研究背景及意义 |
| 1.2 V-5Cr-5Ti合金的国内外研究现状 |
| 1.2.1 实验研究 |
| 1.2.2 理论研究 |
| 1.3 本文主要研究目的和内容 |
| 1.3.1 研究目的 |
| 1.3.2 研究内容 |
| 1.4 创新点 |
| 2 基本理论方法 |
| 2.1 第一性原理计算方法概述 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 Thomas-Fermi模型 |
| 2.2.2 Born-Oppenheimer近似 |
| 2.2.3 Hartree-Fock近似 |
| 2.2.4 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.2.5 Kohn-Sham方程 |
| 2.3 交换关联泛函 |
| 2.3.1 局域密度近似(LDA) |
| 2.3.2 广义梯度近似(GGA) |
| 2.4 平面波赝势方法 |
| 2.5 周期性边界条件 |
| 2.5.1 布洛赫定理 |
| 2.5.2 布里渊区k点 |
| 2.6 VASP程序介绍 |
| 3 V-5Cr-5Ti合金力学性质的第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型和方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 弹性常数 |
| 3.3.2 力学性质 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 V-5Cr-5Ti合金热力学性质的第一性原理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算模型和方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 纯钒和V-5Cr-5Ti合金中杂质原子的行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算模型和方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 杂质原子在纯钒中的扩散行为 |
| 5.3.2 V-5Cr-5Ti合金中杂质原子的占位情况 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及研究成果 |
（9）稀土金属及其氢（氚）化物有关材料性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究的背景与意义 |
| 1.2 国内外研究历史与现状 |
| 1.2.1 力学性质研究现状 |
| 1.2.2 金属中晶界研究现状 |
| 1.2.3 原子间相互作用势研究现状 |
| 1.2.4 稀土金属及其氢（氚）化物研究现状 |
| 1.3 本文的主要贡献与创新 |
| 1.4 本论文的结构安排 |
| 第二章 研究方法和理论基础 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.1.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.1.3 局域密度近似 |
| 2.1.4 广义梯度近似 |
| 2.1.5 周期性超单元近似 |
| 2.1.5.1 Bl?ch定理 |
| 2.1.5.2 布里渊区K点选取 |
| 2.1.5.3 平面波基组 |
| 2.1.6 电子和核的相互作用 |
| 2.1.7 VASP软件包简介 |
| 2.2 分子动力学方法 |
| 2.2.1 运动基本方程 |
| 2.2.2 运动方程数值解法 |
| 2.2.3 周期性边界条件 |
| 2.2.4 计算流程 |
| 2.3 LAMMPS简介 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 α 相MAx(M=Sc, Er; A=H, He)体系的弹性性质 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.3 计算模型 |
| 3.3.1 晶格参数测试 |
| 3.3.2 计算胞体 |
| 3.4 α 相ScAx(A=H, He)体系 |
| 3.4.1 弹性常数 |
| 3.4.2 弹性模量 |
| 3.4.3 电子态密度分析 |
| 3.4.4 电荷密度差分析 |
| 3.5 α 相ErAx(A=H, He)体系 |
| 3.5.1 弹性常数 |
| 3.5.2 弹性模量 |
| 3.5.3 电荷密度差分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 β 相MH2-xHex(M=Sc, Er)体的系弹性性质 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 计算模型 |
| 4.3.1 晶格参数测试 |
| 4.3.2 计算胞体 |
| 4.3.3 弹性常数收敛性测试 |
| 4.4 弹性性质及电子态密度分析 |
| 4.4.1 弹性常数与弹性模量 |
| 4.4.2 晶格变形 |
| 4.4.3 电子态密度分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 hcp结构Sc和Er中(1121)对称倾斜晶界 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 晶界能 |
| 5.3.2 晶界中点缺陷 |
| 5.3.2.1 H缺陷 |
| 5.3.2.2 He缺陷 |
| 5.3.3 晶界中空位及氦-空位团 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Sc-H体系的解析型键序作用势 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法 |
| 6.2.1 势形式 |
| 6.2.2 拟合方法 |
| 6.3 Sc-Sc相互作用 |
| 6.4 Sc-H相互作用 |
| 6.4.1 hcp-Sc中H缺陷 |
| 6.4.2 ScH2的体相性质 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 Er-He和H-He的多体相互作用势 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 计算方法 |
| 7.2.1 势形式 |
| 7.2.2 拟合数据库的创建 |
| 7.3 Er-He的多体势 |
| 7.3.1 He缺陷的形成能 |
| 7.3.2 He原子与HenVm间的结合能 |
| 7.3.3 间隙He原子的迁移行为 |
| 7.3.4 He在hcp-Er中的成核过程 |
| 7.4 H-He的多体势 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 hcp-Y的缺陷性质及其作用势的创建 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 hcp-Y的缺陷性质的第一性原理研究 |
| 8.2.1 计算方法 |
| 8.2.2 计算模型 |
| 8.2.2.1 计算晶胞模型 |
| 8.2.2.2 赝势测试 |
| 8.2.3 计算结果 |
| 8.2.4 电子态密度分析 |
| 8.3 Y-Y间BOP势的创建 |
| 8.3.1 拟合过程中性质 |
| 8.3.2 势的测试 |
| 8.4 本章小结 |
| 第九章 全文总结与展望 |
| 9.1 全文总结 |
| 9.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
（10）金属钒块体中和表面上杂质原子的占位与扩散特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 插图索引 |
| 插表索引 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 研究现状 |
| 1.2.1 实验研究 |
| 1.2.2 理论研究 |
| 1.3 本文研究内容 |
| 第2章 基本理论方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 理论模型 |
| 2.2.2 交换关联泛函 |
| 2.3 周期性边界条件 |
| 2.3.1 布洛赫定理 |
| 2.3.2 布里渊区 K 点 |
| 2.4 平面波赝势方法 |
| 2.5 稳定性机制 |
| 2.6 扩散特性 |
| 2.6.1 扩散势垒(CINEB 方法) |
| 2.6.2 扩散系数 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 金属钒的基本参数及其块体中的本征缺陷 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.2.1 金属钒的基本参数测试 |
| 3.2.2 金属钒块体中的本征缺陷 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 金属钒块体中杂质原子的占位与扩散特性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 稳定性机制 |
| 4.3.2 扩散特性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 金属钒表面上杂质原子的占位与扩散特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 杂质原子在表面上的择优占位与扩散 |
| 5.3.2 杂质原子在次表面内的择优占位与扩散 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间所发表的学术论文目录 |
四、有效介质理论计算He原子在金属钒中的扩散行为（论文参考文献）
- [1]聚变堆中第一壁结构材料晶界性能的第一性原理研究[D]. 杨耀春. 大连理工大学, 2020
- [2]Ti掺杂对ZrCo贮氚合金固氦性能影响研究[D]. 蒋富冬. 中国工程物理研究院, 2020(01)
- [3]Fe-Cr合金α相中氦偏聚及其损伤行为的分子动力学模拟[D]. 王瑾. 天津大学, 2019(06)
- [4]金属中氦和氢泡形核的第一原理研究[D]. 曹金利. 北京科技大学, 2018(07)
- [5]杂质原子H/He/C/N/O在金属钒及其合金中行为的第一性原理研究[D]. 华娟. 山东大学, 2017(08)
- [6]核材料中点缺陷扩散动力学系数的第一性原理研究[D]. 杨晓勇. 中国工程物理研究院, 2016(03)
- [7]金属镍中氦与位错相互作用的原子尺度模拟[D]. 许健. 中国科学院研究生院(上海应用物理研究所), 2016(08)
- [8]V-5Cr-5Ti合金的第一性原理研究[D]. 杨彪. 西南科技大学, 2015(03)
- [9]稀土金属及其氢（氚）化物有关材料性能的研究[D]. 范开敏. 电子科技大学, 2014(03)
- [10]金属钒块体中和表面上杂质原子的占位与扩散特性研究[D]. 龚玲. 湖南大学, 2013(09)