吳迪 楊永? 章小峰 黃貞益 王昭東

1) (安徽工業(yè)大學(xué),冶金工程與資源綜合利用安徽省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,馬鞍山 243002)

2) (安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院,馬鞍山 243000)

3) (東北大學(xué),軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,沈陽 110819)

超高強(qiáng)度馬氏體鋼的力學(xué)性能強(qiáng)烈依賴于逆變奧氏體的形狀、尺寸及含量.通常,提高逆變奧氏體含量,有助于改善超高強(qiáng)度鋼的塑韌性.對(duì)含Cu 馬氏體淬火鋼時(shí)效處理時(shí),Cu 粒子會(huì)在馬氏體組織邊界沉淀,并作為質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)逆變奧氏體形核.為了探索不同合金元素對(duì)逆變奧氏體在Cu 沉淀上異質(zhì)形核的影響,本文利用第一性原理方法研究了合金元素X (X=Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,Mn)對(duì)Cu/γ-Fe 界面性質(zhì)的影響,并分析了合金原子替換界面處Cu 和Fe 原子前后界面的黏附功、界面能和電子結(jié)構(gòu).研究結(jié)果表明,合金元素Cr,Mo,W,Mn 替換Cu/γ-Fe 界面處Cu 原子時(shí),Cu/γ-Fe 界面處產(chǎn)生強(qiáng)烈的X—Fe 共價(jià)鍵,黏附功增大且界面能減小,顯著提高界面穩(wěn)定性,促進(jìn)γ-Fe 在Cu 沉淀上異質(zhì)形核.而替換界面處Fe 原子時(shí),界面穩(wěn)定性變化很小,摻雜原子與相鄰的其他原子成鍵較弱.

1 引言

隨著高尖端領(lǐng)域?qū)︿摬男阅芤笤絹碓礁呒拜p量化需求上升,具有高強(qiáng)度高塑韌性的馬氏體基超高強(qiáng)度鋼廣泛應(yīng)用于航空航天、橋梁工程和軍事尖端領(lǐng)域[1?4],如應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)罩、火箭和導(dǎo)彈的外殼體、飛機(jī)起落架、機(jī)身骨架、高壓容器組件、高強(qiáng)度螺栓、大跨度懸索橋的纜繩等.馬氏體鋼[5?7]具有超高強(qiáng)度的原因是多方面的,主要包括馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)在晶體內(nèi)產(chǎn)生大量的微觀缺陷(位錯(cuò)、孿晶及層錯(cuò)等)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所產(chǎn)生的相變強(qiáng)化,馬氏體形成后碳及合金原子向位錯(cuò)或其他晶體缺陷處擴(kuò)散偏聚、形成析出相釘扎位錯(cuò)的時(shí)效強(qiáng)化以及固溶強(qiáng)化等,而其高韌性主要源于逆變/殘余奧氏體對(duì)裂紋尖端的鈍化及促進(jìn)裂紋轉(zhuǎn)向的作用.

馬氏體組織內(nèi)存在的大量位錯(cuò)及析出相是超高強(qiáng)度鋼具有超高強(qiáng)度的基礎(chǔ)[8],但也因此損害了馬氏體鋼的韌性.向馬氏體鋼中添加一定量的合金元素,獲得的超高強(qiáng)度鋼能夠同時(shí)擁有良好的韌性.合金化超高強(qiáng)度鋼之所以擁有如此優(yōu)異的性能,是因?yàn)楹辖鹪啬軌騾⑴c相變而影響奧氏體含量,從而改變材料的力學(xué)性能.大量研究[9,10]表明,想要同時(shí)擁有高強(qiáng)度高韌性,需要在馬氏體鋼中保留一定量的奧氏體.Ni 和Mn 是奧氏體形成元素,能夠增加奧氏體穩(wěn)定性,添加Ni 和Mn 元素使得超高強(qiáng)度鋼中奧氏體含量增加,從而提高材料韌性.Tomohiko 等[11]向超高強(qiáng)度TBF 鋼中復(fù)合添加Al-Nb-Mo,發(fā)現(xiàn)Al 元素促進(jìn)大量的殘余奧氏體穩(wěn)定存在,而Nb 和Mo 元素的加入細(xì)化了晶粒,提高了TBF 鋼的夏比沖擊吸收值,使材料獲得了優(yōu)異的韌性.He 等[12]對(duì)13 Ni 馬氏體時(shí)效鋼摻雜合金元素做了大量實(shí)驗(yàn),結(jié)果表明Ti 元素的添加使材料的強(qiáng)度很高,但韌性極差.而將Ni 元素含量控制在18%時(shí),可有效提高材料的延展性和韌性.Machmeier 等[13]還發(fā)現(xiàn),將Cr 元素含量從2%增加到3%時(shí),超高強(qiáng)度鋼中逆變奧氏體含量增加,雖然材料的強(qiáng)度有所下降,但韌性大幅提高.Gruber 等[14]研究馬氏體鋼回火時(shí)發(fā)現(xiàn),沿著馬氏體板條邊界形成許多逆變奧氏體薄膜,這些逆變奧氏體薄膜能夠鈍化裂紋,顯著提高材料塑韌性.Govindaraj 等[15]發(fā)現(xiàn),馬氏體鋼時(shí)效時(shí)在馬氏體板條邊界會(huì)產(chǎn)生逆變奧氏體和Cu 沉淀,析出Cu粒子不僅強(qiáng)化組織,還作為逆變奧氏體的異質(zhì)成核位點(diǎn),促進(jìn)富鎳錳逆變奧氏體形核,進(jìn)一步提高馬氏體鋼的塑韌性,得到了高強(qiáng)度高韌性的馬氏體鋼.Huang 等[16]發(fā)現(xiàn),在時(shí)效初期,Cu 粒子中富含Ni,Mn 和Al 原子,隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng),Ni,Mn 和Al 原子逐漸從Cu 粒子中被排出而富集在Cu 粒子界面處,表明Cu 粒子中部分Cu 原子被合金原子取代.

截止目前,超高強(qiáng)度馬氏體鋼中不同合金化方式對(duì)時(shí)效過程中Cu 沉淀上奧氏體異質(zhì)形核的影響尚不明確,因此,研究合金元素對(duì)Cu 沉淀上奧氏體異質(zhì)形核的影響對(duì)提高馬氏體鋼韌性具有重要的理論及工程意義.基于此,建立了Cu/γ-Fe 界面模型,利用第一性原理,從原子尺度研究了合金元素X(X=Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,Mn)對(duì)逆變奧氏體在Cu 沉淀上異質(zhì)形核的影響,研究結(jié)果有助于揭示含Cu 超高強(qiáng)度鋼中不同合金化方式的潛在影響.

2 計(jì)算方法

使用基于密度泛函理論結(jié)合平面波贗勢(shì)的CASTEP 軟件[17]進(jìn)行計(jì)算,選用廣義梯度近似(generalized gradient approximation,GGA)中的(Perdew-Burke-Ernzerhof) PBE 泛函[18]來表示交互作用和關(guān)聯(lián)效應(yīng),采用超軟贗勢(shì)來描述原子核和價(jià)電子的相互作用.所有計(jì)算均在倒易空間上進(jìn)行,通過布里淵區(qū)計(jì)算體系電荷密度及總能量,晶胞所采用的的K點(diǎn)網(wǎng)格為10 × 10 × 10,表面模型取10 × 10 × 1,Cu(010)/γ-Fe(010)界面模型取5 × 10 × 1.計(jì)算中最大平面波截?cái)嗄茉O(shè)置為400 eV,收斂條件是自洽計(jì)算的最后兩個(gè)循環(huán)能量之差小于1 × 10–6eV/atom,作用在每個(gè)原子上的力不大于0.03 eV/?,內(nèi)應(yīng)力不大于0.05 GPa.

3 建立晶體模型

建立界面模型之前,需優(yōu)化晶胞獲得能量最低構(gòu)型,使Cu 和γ-Fe 單晶胞原子坐標(biāo)、晶格參數(shù)均達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài).完全幾何優(yōu)化后,Cu 的晶格參數(shù)為a=b=c=0.3629 nm,γ-Fe 的晶格參數(shù)為a=b=c=0.3435 nm.根據(jù)Bitter 和Kaufmann[19]的研究,時(shí)效析出的Cu 和γ-Fe 基體之間的位向關(guān)系為(010)[010]Cu//(010)[010]γ-Fe.基于此位向關(guān)系,分別建立Cu(010)面和γ-Fe(010)面的表面模型.

3.1 確定原子層數(shù)

研究Cu(010)/γ-Fe(010)界面性質(zhì),需要先對(duì)Cu(010)和γ-Fe(010)面表面能進(jìn)行收斂測(cè)試,確定構(gòu)建Cu(010)/γ-Fe(010)界面模型的原子層數(shù),使遠(yuǎn)離界面處的原子呈現(xiàn)體相特征.隨著表面原子數(shù)目的增加,對(duì)晶胞結(jié)構(gòu)的描述越來越準(zhǔn)確,但是消耗的計(jì)算時(shí)間和軟件資源則會(huì)大大增加,因此選擇1 × 1 單晶胞進(jìn)行表面能收斂測(cè)試.Cu(010)和γ-Fe(010)表面均只含一種原子,屬于極性表面,為了避免偶極矩效應(yīng)的發(fā)生,采用奇數(shù)層原子[20].表面能計(jì)算公式為[21?23]

式中,Esurf表示所求體系的表面能(J·m–2);Eslab表示切層后添加真空層表面體系的總能量(eV);Ebulk表示單晶胞體系總能量(eV);Nslab和Nbulk分別表示添加真空層表面體系和單晶胞體系中原子個(gè)數(shù);A為表面面積(nm2).表1 為Cu(010)和γ-Fe(010)表面能隨原子層數(shù)增加而不斷收斂的變化趨勢(shì).從表1 中可以看出,當(dāng)Cu(010)和γ-Fe(010)原子層數(shù)N在7 層時(shí),表面能分別收斂于1.44 J·m–2和3.75 J·m–2.因此,選取7 層的Cu(010)和7 層的γ-Fe(010)構(gòu)建界面模型.

表1 Cu(010)和γ-Fe(010)表面能收斂趨勢(shì)Table 1.Convergence of Cu(010) and γ-Fe(010)surface energy.

3.2 界面模型的構(gòu)建

分別建立7 層的Cu(010)和γ-Fe(010)表面模型,并將γ-Fe(010)堆垛在Cu(010)晶面上,為了消除上下表面之間的相互作用在晶體表面添加15 ?的真空層,最后以2 × 1 × 1 形式擴(kuò)胞建立界面模型,共28 個(gè)原子.結(jié)構(gòu)模型如圖1 所示,假設(shè)界面處Ⅰ和Ⅱ位置分別被合金X(X=Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,Mn)替換一個(gè)Cu 或Fe 原子,界面模型一共有14 層原子,固定上下各4 層原子,保留中間6 層原子充分弛豫,圖2 為Cr 原子替換一個(gè)Cu 原子后優(yōu)化至平衡態(tài)的界面模型.

圖2 (a) Cr 替換Cu 原子的Cu(010)/γ-Fe(010)界面結(jié)構(gòu)示意圖;(b) Cr 替換Cu 原子的Cu(010)/γ-Fe(010)界面?zhèn)纫晥DFig.2.(a) Schematic structure of Cr replacing Cu for Cu(010)/γ-Fe(010) interface;(b) side view of Cr replacing Cu for Cu(010)/γ-Fe(010) interface.

4 計(jì)算結(jié)果與討論

4.1 黏附功和界面能

界面的穩(wěn)定性和結(jié)合強(qiáng)度可以用黏附功表示,其定義為把一個(gè)界面分離成兩個(gè)自由表面在單位面積上所做的可逆功.黏附功越大,表明界面原子之間相互的結(jié)合力越大,即破壞界面所需要的能量越多,界面越穩(wěn)定.黏附功的計(jì)算公式為[24?27]

圖3 (a) 合金元素替換Cu 后Cu(010)/γ-Fe(010)界面的黏附功與界面能;(b) 合金元素替換Fe 后Cu(010)/γ-Fe(010)界面的黏附功與界面能Fig.3.(a) Work of adhesion and interfacial energy for Cu(010)/γ-Fe(010) after replacing Cu atom;(b) work of adhesion and interfacial energy for Cu(010)/γ-Fe(010) after replacing Fe atom.

通過計(jì)算界面能可以進(jìn)一步研究界面的穩(wěn)定性,界面能越小,界面越穩(wěn)定,越有利于Cu 析出成為逆變奧氏體異質(zhì)形核的核心.Cu(010)/γ-Fe(010)的界面能可通過(3)式表示[28?31]:

4.2 電子性質(zhì)

為了進(jìn)一步了解界面的鍵合情況,本文模擬計(jì)算了Cu(010)/γ-Fe(010)界面的電子結(jié)構(gòu),包括態(tài)密度、布居數(shù)、鍵長(zhǎng)和電荷密度,從電子角度解釋界面的穩(wěn)定性.

4.2.1 分波態(tài)密度

圖4 為合金原子替換Cu(010)/γ-Fe(010)界面處一個(gè)Cu 原子前后的分波態(tài)密度圖,摻雜前的態(tài)密度波峰較平坦,而摻雜后局域尖峰增加,表現(xiàn)出較強(qiáng)的局域性.由圖4(a)可知,摻雜前僅在電子態(tài)–3 eV 時(shí)Cu-d 軌道與Fe-d 軌道產(chǎn)生雜化,形成Cu—Fe 共價(jià)鍵,但鍵性較弱.摻雜Cr,Mo 和W 時(shí),在電子態(tài)–7—0 eV 范圍內(nèi)合金原子的p,d 軌道和Cu,Fe 原子的p,d 產(chǎn)生強(qiáng)烈的電子軌道雜化,并伴隨極強(qiáng)的電子峰,形成強(qiáng)共價(jià)鍵,其中Cr 原子與Cu,Fe 原子形成的共價(jià)鍵鍵性最強(qiáng),Mo,W 原子摻雜形成的共價(jià)鍵稍弱之.Mn 原子摻雜后,在電子態(tài)–4.2 eV 時(shí)Mn-s 軌道與Fe-s,Cu-s軌道重疊,在–3,–1.3 和0 eV 電子態(tài)時(shí)Mn-d 軌道與Fe-d,Cu-d 軌道重疊產(chǎn)生明顯雜化,形成較強(qiáng)的共價(jià)鍵.Ni,Co 原子摻雜后,在電子態(tài)–4.2 eV時(shí)Ni-s,Co-s 軌道與Fe-s,Cu-s 軌道重疊,形成X—Cu,X—Fe 共價(jià)鍵,但重疊峰數(shù)量相較于摻雜Cr,Mo,W,Mn 時(shí)要少得多,峰強(qiáng)度也較弱,因此形成的共價(jià)鍵更弱.Al 原子摻雜后,在電子態(tài)–3 eV 時(shí)Al-s 軌道與Fe-d,Cu-d 軌道均產(chǎn)生雜化,形成Al—Fe 共價(jià)鍵和微弱的Al—Cu 離子鍵.

圖4 (a) 摻雜前界面的分波態(tài)密度;(b)—(h) Cr,Al,Mo,W,Ni,Co 和Mn 替換Cu 原子后界面的分波態(tài)密度Fig.4.(a) Partial density of states on the interface for Cu(010)/γ-Fe(010) before doping;(b)–(h) partial density of states on the interface for Cu(010)/γ-Fe(010) after replacing Cu by Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,and Mn,respectively.

圖5 顯示了Cu(010)/γ-Fe(010)界面處一個(gè)Fe 原子分別被不同合金原子替換的分波態(tài)密度圖.對(duì)比圖4 可以看出,Cr,Mo,W 替換Fe 原子和替換Cu 原子的分波態(tài)密度圖十分相似,均在電子態(tài)–7—0 eV 范圍內(nèi)產(chǎn)生合金原子p,d 軌道和Cu,Fe 原子p,d 軌道的雜化,但替換Fe 原子時(shí)重疊峰明顯減少,峰強(qiáng)度也較低,表明此時(shí)形成的共價(jià)鍵要弱于Cu 原子被替換時(shí)形成的共價(jià)鍵.Al,Ni,Co 原子替換Fe 原子后,分態(tài)密度圖中合金原子和Fe 原子產(chǎn)生的軌道雜化很少,表明兩原子間相互作用較弱.Mn 原子摻雜時(shí),Mn-s 軌道與Cu-s,Fe-d 軌道在電子態(tài)–5.5 和–4 eV 處產(chǎn)生雜化,Mn-d軌道與Fe-d 軌道在電子態(tài)–3,–1.2 和–0.5 eV 處也產(chǎn)生雜化,形成的較強(qiáng)的共價(jià)鍵.

圖5 (a)摻雜前界面的分波態(tài)密度;(b)—(h) Cr,Al,Mo,W,Ni,Co 和Mn 替換Fe 原子后界面的分波態(tài)密度Fig.5.(a) Partial density of states on the interface for Cu(010)/γ-Fe(010) before doping;(b)–(h) partial density of states on the interface for Cu(010)/γ-Fe(010) after replacing Fe by by Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,and Mn,respectively.

綜上,合金原子替換Cu 原子后產(chǎn)生了較多的軌道雜化,其中Cr 原子與相鄰原子產(chǎn)生鍵性最強(qiáng),Mo,W,Mn 形成的共價(jià)鍵較強(qiáng),Co,Ni 形成的化學(xué)鍵要稍弱,摻雜Al 原子時(shí)鍵性較弱,但相較于未摻雜體系,摻雜后體系化學(xué)鍵的鍵性均顯著加強(qiáng);而替換Fe 原子后產(chǎn)生的雜化要少的多,只有Cr,Mn 摻雜體系的鍵性明顯增強(qiáng),表明Cu 摻雜后的界面穩(wěn)定性要遠(yuǎn)強(qiáng)于Fe 摻雜界面,這也驗(yàn)證了前面黏附功和界面能的計(jì)算結(jié)果.

4.2.2 布居分析及鍵長(zhǎng)

態(tài)密度定性地描述原子間的鍵合情況,而Mulliken 布居數(shù)通過計(jì)算原子間的電荷轉(zhuǎn)移可以半定量地描述原子間的鍵合情況[32].一般來說,布居數(shù)越大,鍵合力越大,表明原子間的交互作用越強(qiáng).鍵長(zhǎng)同樣是衡量原子間穩(wěn)定性的重要參數(shù),原子間成鍵越短,穩(wěn)定性越高.

共價(jià)鍵是由共用電子對(duì)組成的,所以共用的電子對(duì)越多,形成的共價(jià)鍵越強(qiáng).替換Cu 原子前后的電荷布居數(shù)結(jié)果列于表2,可以看出,界面處原子間電荷轉(zhuǎn)移發(fā)生顯著變化,Cr,Mo,Ni,Co,Mn失去電子轉(zhuǎn)化為共用電子對(duì)的總電子數(shù)均高于未摻雜時(shí)的界面,提高了原子間的相互作用力,使摻雜體系的鍵性增強(qiáng).Al,W 提供的共用電子對(duì)要少于摻雜前,但從表3 可以看出,摻雜后的鍵長(zhǎng)明顯縮短,如摻雜前Fe—Cu 鍵長(zhǎng)為2.42 ?,摻雜后Al—Cu 鍵長(zhǎng)為2.39 ?,W—Cu 鍵長(zhǎng)為2.28 ?,其中W—Cu 鍵長(zhǎng)遠(yuǎn)低于Fe—Cu 鍵,因此圖3 計(jì)算結(jié)果顯示,摻雜W 元素后黏附功增大.Cr 雖然轉(zhuǎn)移的電荷為0.24,但形成的鍵長(zhǎng)為2.06 ?,遠(yuǎn)短于其他合金原子的鍵長(zhǎng),因此Cr 摻雜的界面是最穩(wěn)定的.

表2 合金元素X 替換Cu 前后界面布居分析Table 2.Mulliken population analysis on the interface for Cu(010)/γ-Fe(010) before and after replacement of Cu by alloying element X.

表3 合金元素X 替換Cu 和Fe 前后界面原子鍵長(zhǎng)Table 3.Bond length on the interface for Cu(010)/γ-Fe(010) before and after replacement of Cu or Fe by alloying element X.

表4 是替換Fe 原子時(shí)的電荷布居數(shù),轉(zhuǎn)移的電荷較少,Cr,Mn 失去電荷分別為0.14 和0.33,高于未摻雜體系.其中Mn 原子失去的電荷為0.33,產(chǎn)生強(qiáng)大的吸引Cu 離子的正電場(chǎng),形成較強(qiáng)的共價(jià)鍵.從圖4(g)態(tài)密度圖也同樣得到,Mn原子與相鄰原子間有較多的電子軌道雜化,這于前面計(jì)算的結(jié)果也是相符合的.而其他原子摻雜后沒有明顯提高鍵性,甚至使鍵長(zhǎng)增加.鍵長(zhǎng)與形成共價(jià)鍵的原子半徑有關(guān),原子半徑越大,鍵長(zhǎng)越長(zhǎng),鍵能越小.Cu 原子半徑為145 pm,Fe 原子半徑為126 pm,替換Fe 相較于替換Cu,半徑較小的原子被替換時(shí)的形成的鍵能要低于替換半徑原子較大的.

4.2.3 差分電荷密度

差分電荷密度可以清晰地得到成鍵電子耦合過程中的電荷移動(dòng)及成鍵極化方向等性質(zhì).由前面的計(jì)算結(jié)果可知,當(dāng)合金元素替換Cu(010)/γ-Fe(010)界面的Cu 原子時(shí),界面的穩(wěn)定性遠(yuǎn)高于替換Fe 原子時(shí)的界面,因此對(duì)Cu 摻雜后界面的差分電荷密度進(jìn)行了計(jì)算,如圖6 所示.圖中紅色表示電子缺失,藍(lán)色表示電子富集.圖6(a)為摻雜前的界面,可以看出相鄰的Cu 原子都失去電荷,表現(xiàn)為帶正電的電子核,形成電荷貧化區(qū),使得Cu 原子間形成金屬鍵.界面處Cu,Fe 原子均表現(xiàn)為失去電荷,但Fe 周圍存在大量電荷,并且沿著Cu—Fe 方向富集,表明形成Cu—Fe 共價(jià)鍵.當(dāng)界面處Cu 原子被替換后,從圖6(b)—(g)可以看出,合金原子和Fe 原子之間的電荷密度增加,表明原子間相互作用加強(qiáng).其中Cr,Mo,W,Mn 與Fe 形成極強(qiáng)的X—Fe 共價(jià)鍵,均顯著提高界面穩(wěn)定性.而合金原子與Cu 原子之間也存在電荷累積,沿著Cu-X方向,形成強(qiáng)共價(jià)鍵.Al 和Ni 原子與Fe,Cu 原子均存在少量電荷轉(zhuǎn)移,形成弱離子鍵,因此摻雜Al,Ni 的界面為離子鍵和共價(jià)鍵共存,但以共價(jià)鍵為主.以Cr,Mo,W,Mn 元素替換Cu(010)/γ-Fe(010)界面處的Cu 原子進(jìn)行材料成分設(shè)計(jì),能夠獲得更穩(wěn)定的界面.

圖6 替換Cu 原子前后Cu(010)/γ-Fe(010)界面差分電荷密度Fig.6.Difference charge density for Cu(010)/γ-Fe(010) interface before and after replacing Cu by different alloy atoms.

5 結(jié)論

本文利用第一性原理方法計(jì)算了不同合金元素分別摻雜Cu(010)/γ-Fe(010)界面Cu 和Fe 原子的結(jié)合強(qiáng)度、界面能及電子結(jié)構(gòu),探究了不同合金元素對(duì)Cu(010)/γ-Fe(010)界面性質(zhì)的影響,得出結(jié)論如下.

1) Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,Mn 替換Cu(010)/γ-Fe(010)界面Cu 原子時(shí),界面的黏附功升高而界面能下降,顯著提高界面穩(wěn)定性,提高逆變奧氏體異質(zhì)形核能力,使逆變奧氏體更容易在Cu 沉淀上形核,而Cr,W,Ni 原子替換Fe 原子時(shí),界面能上升,提升奧氏體異質(zhì)形核的難度,不利于逆變奧氏體的產(chǎn)生.

2) 替換Cu 原子后,Cr,Al,Mo,W,Ni,Co,Mn 原子與界面處Fe,Cu 原子電子軌道存在雜化,而替換Fe 原子時(shí),很少軌道雜化,原子間相互作用較弱.

3) 摻雜前,Cu(010)/γ-Fe(010)界面處存在Cu—Fe 共價(jià)鍵.Cu 原子被Cr,Mo,W,Mn 合金原子替換時(shí),界面處形成強(qiáng)X—Fe 共價(jià)鍵,且X—Fe 鍵共價(jià)性要遠(yuǎn)高于Cu—Fe 共價(jià)鍵.Al,Ni 摻雜時(shí)形成X—Fe 共價(jià)鍵的同時(shí),還有較弱的離子鍵形成.