Hydrogen-storage materials for mobile applications
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2001
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Structural behavior of metal tritide films
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1972
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
IBA investigation on the effect of Ti-Mo interdiffusion on the D concentration in TiD x /Mo films
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2020
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
A study of hydrogen absorption and desorption by titanium
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1981
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Hydrogen cracking in titanium-based alloys
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2005
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Investigation of the structure and the property of hydrogen storage Ti-Mo alloys
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2003
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Ti-Mo合金的结构及吸放氢性能研究
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2003
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Hydrogenation characteristics and observation of disintegration conditions of Ti-Mo and Ni-coated Ti-Mo thin films
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2001
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Hydrogen storage and hydrogen embrittlement of Ti-Mo alloy films
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2000
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Ti-Mo合金薄膜的储氢特性和抗氢脆能力
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2000
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Structure and thermodynamic aspect of Ti-Hf alloys and their deuterides
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2010
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Ti-Hf合金的结构和吸氘热力学性质
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2010
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Investigation on helium bubbles shape in Ti and Ti alloy by transmission electron microscopy
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2008
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Ti及Ti合金中氦泡形貌的透射电镜研究
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2008
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Effect of yttrium on microstructure and mold filling capacity of a near-α high temperature titanium alloy
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2012
Effect of oxygen and yttrium doping on the electrical resistivity and hardness of titanium metal obtained by electron beam melting
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2008
Effects of Y on helium behavior in Ti-Y alloy films
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2014
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Effect of yttrium on nucleation and growth of zirconium hydrides
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2015
... Ti是迄今为止储氢量最高的金属[1, 2]，它的氢(氘、氚)化物稳定，作为储氢材料具有非常广泛的应用前景，其氚化物常被用作中子发生器靶材[3].但Ti氢化后会有较大程度的体积膨胀，易造成材料粉化开裂，影响材料的力学性能，从而可能阻碍其进一步吸氢[4, 5].人们通常采用合金化的方法改进Ti的力学性能.赵越等[6]和施立群等[7,8]通过掺杂Mo元素成功提高了Ti的抗粉化能力，但Mo的加入却导致Ti吸氢量降低；邴文增等[9]发现掺杂Hf也有望提高Ti的力学性能，但仍然会使得Ti吸氢的平台压升高.因此，既能提高Ti的力学性能，又不影响其吸氢能力的合金化方法还需进一步探索.有研究[10~13]表明，Ti-Y合金表现出了良好的延展性和热稳定性，Y易与O形成氧化物沉淀，Y2O3具有弥散强化作用，可以很好抑制储氢金属的氢脆现象[14].然而，目前关于Y掺杂对Ti体系吸放氢影响的相关研究还很少. ...
Correlations in palladium membranes for hydrogen separation: A review
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2011
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
Controlling morphology and texture of sputter-deposited Pd films by tuning the surface topography of the (Ti) adhesive layer
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2019
Hydrogen gettering of titanium-palladium/palladium nanocomposite films synthesized by cosputtering and vacuum-annealing
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2018
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
Effect of C contamination on H2 uptake of Ti film
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1997
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
碳污染对钛膜吸氢能力影响的研究
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1997
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
Yttrium and lanthanum hydride films with switchable optical properties
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1997
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
Hydrogenation and thermal release of hydrogen in titanium thin films
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2000
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
钛薄膜氢化及热释放特性研究
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2000
... 此外，Ti作为一种活泼金属，表面易与空气作用，发生“毒化”现象[15~17].即使在超高真空条件下，纯Ti表面也会受到C、O污染，使得表面可提供氢化学吸附的活性位点减少，从而降低吸氢速率[18].预研究[19,20]表明，在Ti表面镀一层过渡金属(例如Pd、Ni)不仅能作为表面催化剂，提高氢化效率，还能作为保护层，阻止表面“毒化”.因此，本工作通过在Ti薄膜表面镀一层5 nm左右的Ni膜来降低表面污染对薄膜吸氢性能的影响.制成的样品在超高真空吸放氢系统中经过“激活-充气-保温”的氢化工艺进行吸氢，采用离子束分析和热脱附谱等方法研究Y掺杂对Ti薄膜吸放氢特性的影响.与此同时，通过基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算对H在α-Ti和TiH2中的成键、扩散等行为进行了模拟，通过实验现象和理论计算结果互相验证，综合评判Y掺杂对Ti吸放氢性能的影响. ...
Deuterium retention in carbon-tungsten co-deposition layers prepared by RF magnetron sputtering
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2013
... 采用直流磁控溅射技术[21]制备了不同Y含量的Ti薄膜样品.固体复合靶由Ti靶(纯度99.995%，直径63 mm，厚度5 mm)和3种尺寸的5个梯形Y片(纯度99.99%)构成，Ti靶和Y片都用砂纸进行抛光处理，5个Y片均匀放置在Ti靶溅射“轨道”上，与中心夹角为72°，如图1所示.基片为半径9 mm，厚1 mm的Mo半圆片，使用前均已抛光至镜面，并置于无水乙醇中用超声波清洗，烘干后，装入真空镀膜室中.通过分子泵系统抽真空，经2 h烘烤并冷却至室温，镀膜腔室的极限真空度可以达到2 × 10-5 Pa.镀膜工作气体为Ar气，流量固定为6.0 mL/min，镀膜压强控制在约1.20 Pa，溅射电压和电流分别为270 V和0.24 A，样品加上约50 V的负偏压，溅射时间为2 h.在Ti膜沉积完成后，不破坏腔室真空度，直接将样品转至Ni溅射靶正上方以沉积Ni表面层，工作气压控制在0.40 Pa左右，溅射电压和电流分别为360 V和0.2 A，溅射3~4 s后可在样品表面形成5~6 nm的薄Ni层. ...
氘在碳钨共沉积层中的滞留行为研究
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2013
... 采用直流磁控溅射技术[21]制备了不同Y含量的Ti薄膜样品.固体复合靶由Ti靶(纯度99.995%，直径63 mm，厚度5 mm)和3种尺寸的5个梯形Y片(纯度99.99%)构成，Ti靶和Y片都用砂纸进行抛光处理，5个Y片均匀放置在Ti靶溅射“轨道”上，与中心夹角为72°，如图1所示.基片为半径9 mm，厚1 mm的Mo半圆片，使用前均已抛光至镜面，并置于无水乙醇中用超声波清洗，烘干后，装入真空镀膜室中.通过分子泵系统抽真空，经2 h烘烤并冷却至室温，镀膜腔室的极限真空度可以达到2 × 10-5 Pa.镀膜工作气体为Ar气，流量固定为6.0 mL/min，镀膜压强控制在约1.20 Pa，溅射电压和电流分别为270 V和0.24 A，样品加上约50 V的负偏压，溅射时间为2 h.在Ti膜沉积完成后，不破坏腔室真空度，直接将样品转至Ni溅射靶正上方以沉积Ni表面层，工作气压控制在0.40 Pa左右，溅射电压和电流分别为360 V和0.2 A，溅射3~4 s后可在样品表面形成5~6 nm的薄Ni层. ...
1
1989
... 本工作采用一种无损检测方法——离子束分析(ion beam analysis，IBA)技术，对薄膜厚度、元素含量(包括Ti、Y、D等)进行测量[22]，IBA在NEC 9SDH-2型2 × 3 MV静电串列加速器的N15°应用束线上进行.采用3.0 MeV 4He入射离子束的Rutherford背散射技术(Rutherford backscattering spectrometry，RBS)测量薄膜厚度及Ti、Y含量，通过165°位置的金硅面垒探测器探测背散射的4He粒子.以5.5 MeV 4He离子为入射束的弹性反冲分析(elastic recoil detection analysis，ERDA)[23]可以有效探测样品中的D浓度分布，测量时薄膜样品倾斜75°，采用位于30°位置的金硅面垒探测器探测前向反冲的D原子，在探测器前放置38 μm厚的Mylar膜以阻挡散射的4He粒子.测量过程中本底真空< 5 × 10-5 Pa.测得的能谱经SIMNRA软件[24]进行解谱，得到相应的元素信息. ...
1
1989
... 本工作采用一种无损检测方法——离子束分析(ion beam analysis，IBA)技术，对薄膜厚度、元素含量(包括Ti、Y、D等)进行测量[22]，IBA在NEC 9SDH-2型2 × 3 MV静电串列加速器的N15°应用束线上进行.采用3.0 MeV 4He入射离子束的Rutherford背散射技术(Rutherford backscattering spectrometry，RBS)测量薄膜厚度及Ti、Y含量，通过165°位置的金硅面垒探测器探测背散射的4He粒子.以5.5 MeV 4He离子为入射束的弹性反冲分析(elastic recoil detection analysis，ERDA)[23]可以有效探测样品中的D浓度分布，测量时薄膜样品倾斜75°，采用位于30°位置的金硅面垒探测器探测前向反冲的D原子，在探测器前放置38 μm厚的Mylar膜以阻挡散射的4He粒子.测量过程中本底真空< 5 × 10-5 Pa.测得的能谱经SIMNRA软件[24]进行解谱，得到相应的元素信息. ...
An accurate and sensitive method for the determination of the depth distribution of light elements in heavy materials
1
1976
... 本工作采用一种无损检测方法——离子束分析(ion beam analysis，IBA)技术，对薄膜厚度、元素含量(包括Ti、Y、D等)进行测量[22]，IBA在NEC 9SDH-2型2 × 3 MV静电串列加速器的N15°应用束线上进行.采用3.0 MeV 4He入射离子束的Rutherford背散射技术(Rutherford backscattering spectrometry，RBS)测量薄膜厚度及Ti、Y含量，通过165°位置的金硅面垒探测器探测背散射的4He粒子.以5.5 MeV 4He离子为入射束的弹性反冲分析(elastic recoil detection analysis，ERDA)[23]可以有效探测样品中的D浓度分布，测量时薄膜样品倾斜75°，采用位于30°位置的金硅面垒探测器探测前向反冲的D原子，在探测器前放置38 μm厚的Mylar膜以阻挡散射的4He粒子.测量过程中本底真空< 5 × 10-5 Pa.测得的能谱经SIMNRA软件[24]进行解谱，得到相应的元素信息. ...
Improved physics in SIMNRA 7
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2014
... 本工作采用一种无损检测方法——离子束分析(ion beam analysis，IBA)技术，对薄膜厚度、元素含量(包括Ti、Y、D等)进行测量[22]，IBA在NEC 9SDH-2型2 × 3 MV静电串列加速器的N15°应用束线上进行.采用3.0 MeV 4He入射离子束的Rutherford背散射技术(Rutherford backscattering spectrometry，RBS)测量薄膜厚度及Ti、Y含量，通过165°位置的金硅面垒探测器探测背散射的4He粒子.以5.5 MeV 4He离子为入射束的弹性反冲分析(elastic recoil detection analysis，ERDA)[23]可以有效探测样品中的D浓度分布，测量时薄膜样品倾斜75°，采用位于30°位置的金硅面垒探测器探测前向反冲的D原子，在探测器前放置38 μm厚的Mylar膜以阻挡散射的4He粒子.测量过程中本底真空< 5 × 10-5 Pa.测得的能谱经SIMNRA软件[24]进行解谱，得到相应的元素信息. ...
First-principles study of α-titanium and β-titanium crystal structure with hydrogen
2
2013
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
... 所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
置氢α-钛和β-钛晶体结构的第一性原理研究
2
2013
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
... 所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
First-principles of hydrogen diffusion mechanism in titanium crystals
2
2015
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
... 通过计算模拟得到的掺杂Y前后H结合能和扩散激活能列于表2，其中H扩散路径中各点对应的能量如图4所示.结果表明，在α-Ti中，无论是否掺杂Y，H在Path 3中迁移所需的能量最低.可见，尽管H在α-Ti中优先占据八面体间隙，但H并不是简单的在八面体间隙之间扩散，而是优先跳跃至近邻的四面体间隙位，再扩散至下一个八面体间隙；比较Y掺杂前后的扩散势垒可以发现，无Y掺杂的扩散势垒计算结果与文献[26,35]的计算结果相近，Y掺杂后紧邻的H扩散势垒(表2中记为near Y)增大，Path 1、Path 2和Path 3分别增长了0.872、2.382和0.625 eV，而距Y较远的H的部分扩散路径的势垒(表2中记为far from Y)比其在原α-Ti中的略低，这说明在有Y原子存在的局部晶格中H扩散能力降低，但在远离Y原子的大部分晶格中H的扩散能力略微增强；在TiH2中，Y掺杂后紧邻H在Path 1和Path 2中的扩散势垒分别增长了0.027和0.784 eV，非紧邻H的扩散势垒则略微降低，这说明Y掺杂降低了紧邻Y的H在晶格间隙间的跃迁几率，从而降低了H在Ti中的扩散速率.关于TiH2中H的结合能，在固定Y掺杂位点的条件下，由于不同的H相对Y的位置有所不同，本工作计算了Y掺杂前后来自3种位置H的结合能，如图5所示.Y原子在超胞的中心位置，橘黄色小球代表了Y周围最近邻的8个H原子，这8个H原子是等效的，绿色小球代表了Y次近邻的8个H原子，同样是互相等效的，这是与Y作用最明显的2组原子，虽然外圈H原子不直接与Y成键，但仍受到一定的影响，因此选择了其中一个位置的H原子(粉色小球)作为对比.白色小球代表了Ti—H键断裂后H的位置，为八面体间隙位置.3种位置H的结合能计算结果如表2所示，Site 1代表了最近邻H的结合能，掺Y后增加了0.031 eV；Site 2代表了次近邻H的结合能，掺Y后降低了0.034 eV；Site 3代表了外圈H的结合能，掺Y后降低了0.151 eV.这说明Y对H结合能的作用效果与H相对Y的距离有关，对最近邻H具有增强作用，而对较远处的H作用相反. ...
氢在钛晶体中扩散行为的第一性原理
2
2015
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
... 通过计算模拟得到的掺杂Y前后H结合能和扩散激活能列于表2，其中H扩散路径中各点对应的能量如图4所示.结果表明，在α-Ti中，无论是否掺杂Y，H在Path 3中迁移所需的能量最低.可见，尽管H在α-Ti中优先占据八面体间隙，但H并不是简单的在八面体间隙之间扩散，而是优先跳跃至近邻的四面体间隙位，再扩散至下一个八面体间隙；比较Y掺杂前后的扩散势垒可以发现，无Y掺杂的扩散势垒计算结果与文献[26,35]的计算结果相近，Y掺杂后紧邻的H扩散势垒(表2中记为near Y)增大，Path 1、Path 2和Path 3分别增长了0.872、2.382和0.625 eV，而距Y较远的H的部分扩散路径的势垒(表2中记为far from Y)比其在原α-Ti中的略低，这说明在有Y原子存在的局部晶格中H扩散能力降低，但在远离Y原子的大部分晶格中H的扩散能力略微增强；在TiH2中，Y掺杂后紧邻H在Path 1和Path 2中的扩散势垒分别增长了0.027和0.784 eV，非紧邻H的扩散势垒则略微降低，这说明Y掺杂降低了紧邻Y的H在晶格间隙间的跃迁几率，从而降低了H在Ti中的扩散速率.关于TiH2中H的结合能，在固定Y掺杂位点的条件下，由于不同的H相对Y的位置有所不同，本工作计算了Y掺杂前后来自3种位置H的结合能，如图5所示.Y原子在超胞的中心位置，橘黄色小球代表了Y周围最近邻的8个H原子，这8个H原子是等效的，绿色小球代表了Y次近邻的8个H原子，同样是互相等效的，这是与Y作用最明显的2组原子，虽然外圈H原子不直接与Y成键，但仍受到一定的影响，因此选择了其中一个位置的H原子(粉色小球)作为对比.白色小球代表了Ti—H键断裂后H的位置，为八面体间隙位置.3种位置H的结合能计算结果如表2所示，Site 1代表了最近邻H的结合能，掺Y后增加了0.031 eV；Site 2代表了次近邻H的结合能，掺Y后降低了0.034 eV；Site 3代表了外圈H的结合能，掺Y后降低了0.151 eV.这说明Y对H结合能的作用效果与H相对Y的距离有关，对最近邻H具有增强作用，而对较远处的H作用相反. ...
Structural and thermodynamic properties of TiH2 from first-principles calculations
2
2011
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
... ,27]中的数据一致. ...
第一性原理研究TiH2的结构和热力学性质
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2011
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
... ,27]中的数据一致. ...
Influences of transition elements (V, Ti, Y) on hydrogen storage property of Mg-Al alloy
1
2020
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
过渡金属V、Ti及Y的添加对Mg-Al合金储氢性能的影响
1
2020
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
First principles study on the dehydrogenation from MgH2 (001) surface by metal (Li, A1, Ti) doping
1
2015
... 对于采用线性升温模式的热脱附谱，可以通过峰值温度(TP)和升温速率(v)的变化来确定包含Ti—H键断裂和氢扩散2个过程的EDe[29,40~43]，表达式为： ...
金属原子(Li, A1, Ti)掺杂对MgH2 (001)表面脱氢性能影响的第一性原理研究
1
2015
... 对于采用线性升温模式的热脱附谱，可以通过峰值温度(TP)和升温速率(v)的变化来确定包含Ti—H键断裂和氢扩散2个过程的EDe[29,40~43]，表达式为： ...
A DFT study of dopant (Zr, Nb) and vacancies on the dehydrogenation on MgH2 (001) surface
0
2014
First-principles study on properties and hydrogen atoms diffusion of zirconium-hydrogen system
1
2021
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
锆氢体系性质和氢原子扩散的第一性原理研究
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2021
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
Self-consistent equations including exchange and correlation effects
1
1965
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
First-principles simulation: Ideas, illustrations and the CASTEP code
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2002
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
Generalized gradient approximation made simple
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1996
... 关于金属Ti吸氢的模拟研究已有较多报道.Li等[25]通过DFT研究了α-Ti和β-Ti吸氢后的晶格结构，发现吸氢量对于α-Ti晶格体积影响更为显著；刘松和王寅岗[26]则研究了α-Ti和β-Ti中H的扩散行为，发现H在β-Ti中更容易扩散，然而β-Ti的形成需要较高的温度(882℃).TiH2的研究主要集中在力学和热力学性质[27]，对晶格中H的迁移、解离的研究较少.至于过渡元素的掺杂效应，之前的研究多集中于Mg、Zr等金属[28~31]：ε相氢化锆(ZrH2)中加入Pt将抑制H扩散，而加入Cr和Fe将促进H扩散；关于Ti金属中过渡金属掺杂效应研究的较少，因此本工作使用基于DFT的第一性原理计算方法，研究了Y掺杂对α-Ti和TiH2中氢原子扩散以及氢解离的影响.该部分工作使用Materials Studio软件中的Cambridge Serial Total Energy Package (CASTEP)量子力学模块完成[32,33]，价电子和离子实的相互作用使用超软赝势(ultrasoft pseudopotential)来描述.电子的交换关联泛函用Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)形式的广义梯度近似(generalized-gradient approximation，GGA)[34]来描述.平面波截断能Ecut设置为350 eV.Brillouin区的k点网格取样使用Mokhorst-Pack方法，根据实际计算情况测试，k点设置为5 × 5 × 5.在优化晶格过程中，自洽循环终止条件为：体系总能收敛到5.0 × 10-6 eV/atom，压力小于0.02 GPa，原子离位小于5.0 × 10-5 nm，原子受到的力小于0.1 eV/nm.自洽场(self-consistent field，SCF)计算收敛参数设置为2.0 × 10-6 eV/atom.为了保证计算结果的准确性，将单胞或原胞扩展成超晶胞进行计算，扩胞后α-Ti中包含32个Ti原子，TiH2中包含32个Ti原子和64个H原子.α-Ti与TiH2单胞结构参数如表1所示，与文献[25,27]中的数据一致. ...
First-principles study of hydrogen diffusion in alpha Ti
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2009
... 通过计算模拟得到的掺杂Y前后H结合能和扩散激活能列于表2，其中H扩散路径中各点对应的能量如图4所示.结果表明，在α-Ti中，无论是否掺杂Y，H在Path 3中迁移所需的能量最低.可见，尽管H在α-Ti中优先占据八面体间隙，但H并不是简单的在八面体间隙之间扩散，而是优先跳跃至近邻的四面体间隙位，再扩散至下一个八面体间隙；比较Y掺杂前后的扩散势垒可以发现，无Y掺杂的扩散势垒计算结果与文献[26,35]的计算结果相近，Y掺杂后紧邻的H扩散势垒(表2中记为near Y)增大，Path 1、Path 2和Path 3分别增长了0.872、2.382和0.625 eV，而距Y较远的H的部分扩散路径的势垒(表2中记为far from Y)比其在原α-Ti中的略低，这说明在有Y原子存在的局部晶格中H扩散能力降低，但在远离Y原子的大部分晶格中H的扩散能力略微增强；在TiH2中，Y掺杂后紧邻H在Path 1和Path 2中的扩散势垒分别增长了0.027和0.784 eV，非紧邻H的扩散势垒则略微降低，这说明Y掺杂降低了紧邻Y的H在晶格间隙间的跃迁几率，从而降低了H在Ti中的扩散速率.关于TiH2中H的结合能，在固定Y掺杂位点的条件下，由于不同的H相对Y的位置有所不同，本工作计算了Y掺杂前后来自3种位置H的结合能，如图5所示.Y原子在超胞的中心位置，橘黄色小球代表了Y周围最近邻的8个H原子，这8个H原子是等效的，绿色小球代表了Y次近邻的8个H原子，同样是互相等效的，这是与Y作用最明显的2组原子，虽然外圈H原子不直接与Y成键，但仍受到一定的影响，因此选择了其中一个位置的H原子(粉色小球)作为对比.白色小球代表了Ti—H键断裂后H的位置，为八面体间隙位置.3种位置H的结合能计算结果如表2所示，Site 1代表了最近邻H的结合能，掺Y后增加了0.031 eV；Site 2代表了次近邻H的结合能，掺Y后降低了0.034 eV；Site 3代表了外圈H的结合能，掺Y后降低了0.151 eV.这说明Y对H结合能的作用效果与H相对Y的距离有关，对最近邻H具有增强作用，而对较远处的H作用相反. ...
The H-Ti (Hydrogen-Titanium) system
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1987
... 为了进一步说明Ti—H、Y—H之间的作用，对掺杂Y前后的α-Ti (Ti32)和TiH2 (Ti32H64)中原子间键的重叠集居数进行了分析，表3中列出了因掺杂Y原子而发生重叠布居数变化的Ti原子.对于α-Ti，所列出的Ti位置如图2中绿色小球所示，Ti 25是被Y 1替换的原子；对于TiH2，则依据H的位置区分，如图5中粉色、黄色和绿色小球所示.通过重叠集居数可定性地分析原子间的成键情况，高的集居数表明键的共价性较强，低的集居数则表明键更偏离子性.结果发现，对于α-Ti，无Y掺杂的晶格中H与周围的Ti原子均匀成键，而当Y替位一个Ti原子后，H只与Y以及Y周围的一个Ti原子形成共价键，但Ti—H键的强度大于无Y掺杂的情况，且Y—H键能强于Ti—H键，因此会造成H扩散势垒增加.对于TiH2体系，无Y掺杂时，一个H可以与4个Ti原子成键，Ti—H的重叠集居数均为0.17.当一个Y原子替位Ti原子时，不同位置的H原子表现不同，Site 1位置的H 57与替位Y原子形成很强的共价键(大于无掺杂时的Ti—H键)，而与其他3个Ti原子成弱共价键；Site 2位置的H 61实际上并不与Y成键，但受其电荷分布的影响，与其中1个Ti原子的重叠布局数稍高于不掺Y的情况；Site 3位置的H 53仍然不与Y成键，但与其中3个Ti原子的重叠布居数稍低于不掺Y的情况.总的来说，Y掺杂后，Y—H之间成强共价键，H与周围其他Ti原子的键较弱，对较远处的Ti原子状态几乎无影响.若体系中Y掺杂含量足够高，则TiH2中H结合能和扩散势垒均会增加，这个结果很大程度上来源于Y对H的束缚作用.需要注意的是，α-Ti在882℃时会形成β-Ti，在本工作中并不涉及如此高温度；氢化后，Ti中可能形成fcc结构的δ-TiH x 、fct结构的ε-TiH x (1.5 ≤ x ≤ 1.99)以及介稳相γ-TiH (fct结构)[36].其中ε相只能存在于低温环境，当温度高于25~40℃时，ε相转变为δ相[37]，所以只要采用正确的吸氢工艺，金属Ti中就会形成fcc结构的δ相氢化钛.因此，本部分模拟只考察了较为普遍的α-Ti和TiH2结构，没有考虑Ti氢化后的其他相结构. ...
Thermocrystallography of higher hydrides of titanium and zirconium
1
1958
... 为了进一步说明Ti—H、Y—H之间的作用，对掺杂Y前后的α-Ti (Ti32)和TiH2 (Ti32H64)中原子间键的重叠集居数进行了分析，表3中列出了因掺杂Y原子而发生重叠布居数变化的Ti原子.对于α-Ti，所列出的Ti位置如图2中绿色小球所示，Ti 25是被Y 1替换的原子；对于TiH2，则依据H的位置区分，如图5中粉色、黄色和绿色小球所示.通过重叠集居数可定性地分析原子间的成键情况，高的集居数表明键的共价性较强，低的集居数则表明键更偏离子性.结果发现，对于α-Ti，无Y掺杂的晶格中H与周围的Ti原子均匀成键，而当Y替位一个Ti原子后，H只与Y以及Y周围的一个Ti原子形成共价键，但Ti—H键的强度大于无Y掺杂的情况，且Y—H键能强于Ti—H键，因此会造成H扩散势垒增加.对于TiH2体系，无Y掺杂时，一个H可以与4个Ti原子成键，Ti—H的重叠集居数均为0.17.当一个Y原子替位Ti原子时，不同位置的H原子表现不同，Site 1位置的H 57与替位Y原子形成很强的共价键(大于无掺杂时的Ti—H键)，而与其他3个Ti原子成弱共价键；Site 2位置的H 61实际上并不与Y成键，但受其电荷分布的影响，与其中1个Ti原子的重叠布局数稍高于不掺Y的情况；Site 3位置的H 53仍然不与Y成键，但与其中3个Ti原子的重叠布居数稍低于不掺Y的情况.总的来说，Y掺杂后，Y—H之间成强共价键，H与周围其他Ti原子的键较弱，对较远处的Ti原子状态几乎无影响.若体系中Y掺杂含量足够高，则TiH2中H结合能和扩散势垒均会增加，这个结果很大程度上来源于Y对H的束缚作用.需要注意的是，α-Ti在882℃时会形成β-Ti，在本工作中并不涉及如此高温度；氢化后，Ti中可能形成fcc结构的δ-TiH x 、fct结构的ε-TiH x (1.5 ≤ x ≤ 1.99)以及介稳相γ-TiH (fct结构)[36].其中ε相只能存在于低温环境，当温度高于25~40℃时，ε相转变为δ相[37]，所以只要采用正确的吸氢工艺，金属Ti中就会形成fcc结构的δ相氢化钛.因此，本部分模拟只考察了较为普遍的α-Ti和TiH2结构，没有考虑Ti氢化后的其他相结构. ...
X-ray photoelectron spectroscopy of rare-earth compounds
1
1984
... XPS可以分析氘化后的样品近表面的Ti和Y的化学态.图10a为吸氘后样品TiD0.63与TiY0.13D0.78样品的XPS全扫谱，其中标出了O1s峰、Ti2p峰、C1s峰和Y3d峰.可以看出，通过Ar溅射去除Ni表面层后样品中几乎不含C杂质，2种样品都含有一定的O1s峰，说明即使样品制备时有Ni表面保护层，仍有O杂质进入Ti薄膜内，这可能是来源于磁控溅射真空腔室内壁中解吸出来的残余气体H2O和CO x，它们在等离子体的激发下与相对较活泼的Ti或Y发生反应后共同沉积到薄膜中，通过比较发现，含Y样品的O峰更强，说明Y与O有较强的结合作用，导致薄膜中的O分布比较集中，局部含量较高.根据图10b的TiY0.13D0.78中Y3d XPS窄扫谱的分峰拟合结果也能得到相同结论，Y3d的结合能分别为155.05 eV (3d 5/2)、157.10 eV (3d 3/2)、157.30 eV (3d 5/2)和159.35 eV (3d3/2)，分别对应于Y—H(D)键的Y3d 5/2自旋轨道、Y3d 3/2自旋轨道，以及Y—O键的Y3d5/2自旋轨道和Y3d 3/2自旋轨道对应的结合能[38]，其中Y—O键占比约90%，说明O比D更易与Y结合，从而形成Y2O3.2种氘化样品的Ti2p窄扫谱如图10c所示，分峰拟合后可以得到结合能，TiD0.63：453.36 eV (2p 3/2)、459.47 eV(2p 1/2)，TiY0.13D0.78：453.83 eV (2p3/2)、459.84 eV (2p 1/2)，均可对应于δ相氢化钛的2p轨道的结合能[39]，说明吸氘后2种样品中都形成了δ相的氘化钛，这与GIXRD的结果一致，且通过比较这2个样品的Ti2p窄扫谱(图10c)发现，Y掺杂会导致Ti—D结合能升高，降低D原子的逃逸概率，增强Ti对D原子的束缚. ...
AES and XPS characterization of titanium hydride powder
1
2010
... XPS可以分析氘化后的样品近表面的Ti和Y的化学态.图10a为吸氘后样品TiD0.63与TiY0.13D0.78样品的XPS全扫谱，其中标出了O1s峰、Ti2p峰、C1s峰和Y3d峰.可以看出，通过Ar溅射去除Ni表面层后样品中几乎不含C杂质，2种样品都含有一定的O1s峰，说明即使样品制备时有Ni表面保护层，仍有O杂质进入Ti薄膜内，这可能是来源于磁控溅射真空腔室内壁中解吸出来的残余气体H2O和CO x，它们在等离子体的激发下与相对较活泼的Ti或Y发生反应后共同沉积到薄膜中，通过比较发现，含Y样品的O峰更强，说明Y与O有较强的结合作用，导致薄膜中的O分布比较集中，局部含量较高.根据图10b的TiY0.13D0.78中Y3d XPS窄扫谱的分峰拟合结果也能得到相同结论，Y3d的结合能分别为155.05 eV (3d 5/2)、157.10 eV (3d 3/2)、157.30 eV (3d 5/2)和159.35 eV (3d3/2)，分别对应于Y—H(D)键的Y3d 5/2自旋轨道、Y3d 3/2自旋轨道，以及Y—O键的Y3d5/2自旋轨道和Y3d 3/2自旋轨道对应的结合能[38]，其中Y—O键占比约90%，说明O比D更易与Y结合，从而形成Y2O3.2种氘化样品的Ti2p窄扫谱如图10c所示，分峰拟合后可以得到结合能，TiD0.63：453.36 eV (2p 3/2)、459.47 eV(2p 1/2)，TiY0.13D0.78：453.83 eV (2p3/2)、459.84 eV (2p 1/2)，均可对应于δ相氢化钛的2p轨道的结合能[39]，说明吸氘后2种样品中都形成了δ相的氘化钛，这与GIXRD的结果一致，且通过比较这2个样品的Ti2p窄扫谱(图10c)发现，Y掺杂会导致Ti—D结合能升高，降低D原子的逃逸概率，增强Ti对D原子的束缚. ...
Numerical modeling of thermal desorption spectra of hydrogen: A review of thermal desorption models
4
2012
... 氢的热脱附曲线由样品厚度、氢扩散、升温速率以及表观活化能等因素决定.在Fe、钢等非氢亲合性金属中，H通过占据点阵位置和缺陷(如空位、位错、晶界和相界面)而存在，因此在这类金属中，H解吸的表观活化能(EDe)定义为H与缺陷的结合能(Eb-HV)加扩散激活能(QD)减去鞍点能()[40]：，但对于本工作中的氢亲合性金属Ti(Y)，H主要通过与Ti(Y)形成共价键而存在，尽管薄膜样品也存在很多易俘获H原子的本征缺陷，但与Ti(Y)成键的H原子数量相比可忽略，因此Ti(Y)-H体系中H解吸的表观活化能定义应修正为Ti(Y)对H束缚能(Ti(Y)—H键能)与H的扩散激活能之和再减去鞍点能()，图11展示了适用于氢亲和性金属中原子氢和分子氢在材料表面和体内的能态图[40,44].需要注意的是，相变化由2步构成：TiH2→TiH x →α-Ti，1个Ti原子可以与多个H原子成键(数目上最多结合2个H原子)，若这些共价键不同时断裂，所需的能量并不一定相同. ...
... [40,44].需要注意的是，相变化由2步构成：TiH2→TiH x →α-Ti，1个Ti原子可以与多个H原子成键(数目上最多结合2个H原子)，若这些共价键不同时断裂，所需的能量并不一定相同. ...
... 对于采用线性升温模式的热脱附谱，可以通过峰值温度(TP)和升温速率(v)的变化来确定包含Ti—H键断裂和氢扩散2个过程的EDe[29,40~43]，表达式为： ...
... 分别对TiD0.63和TiY0.13D0.78样品进行不同升温速率的热脱附实验，所得热脱附谱中的D2信号如图12所示.结果显示，在相同升温速率下，含Y的Ti样品的脱附峰温度明显高于纯Ti样品，说明Y的存在使得Ti中的D更难脱附.根据 式(3)获得的 - 曲线如图13所示，由此可得到TiD0.63和TiY0.13D0.78中D解吸表观活化能分别为(42.14 ± 1.85)和(45.63 ± 2.23) kJ/mol，说明Y掺杂后使得Ti的表观活化能升高.由图11中展示的金属吸放氢的能态图可知[40,44]，氢亲和性金属的吸氢过程分为4步：H2分子在表面的解离化学吸附或H原子在表面直接化学吸附，H原子的渗透溶解，H原子在体内的扩散，最后与主晶格原子成键并形成氢化物；放氢为吸氢的逆过程，即氢化物分解，H原子在体内扩散，H原子扩散至表面再结合成物理吸附的H2分子，然后H2分子从表面脱附.在升温热脱附过程中，当给予氢的能量超过了其在Ti(Y)中的解吸表观活化能，那么H原子就可能从束缚态变为自由扩散态；同样的，若能量大于H在间隙位置的扩散势垒，H就会逐步向表面扩散.前文的DFT计算表明紧邻Y原子的局部H的结合能和扩散激活能是增加的，而在远离掺杂Y原子的Ti晶格中却略有降低.根据热脱附实验结果，Y掺杂使得Ti中D解吸的表观活化能升高，可能的原因有2个：(1) Y对Ti中D的热脱附具有重要影响，Y掺杂后样品整体外显的表观氘结合能或(和)扩散激活能升高；(2) Y掺杂后样品整体外显的表观氘结合能或(和)扩散激活能是降低的，但Y的存在可能也会使得减小，且对的影响远大于结合能和扩散激活能.此外，在升温热释放时，D的脱附还受样品表面势垒()影响，对于清洁的金属表面，而实际中薄膜表面不可忽略的污染使得，从而导致解吸速率变慢，因此掺杂的Y也可能改变表面势垒(或)而影响最终D解吸的表观活化能. ...
Hydrogen absorption and desorption of titanium
0
2005
Absorption and desorption kinetics of hydrogen storage alloys
0
1996
Dehydrogenation of TiH2
1
2003
... 对于采用线性升温模式的热脱附谱，可以通过峰值温度(TP)和升温速率(v)的变化来确定包含Ti—H键断裂和氢扩散2个过程的EDe[29,40~43]，表达式为： ...
The kinetics of hydrogen interaction with thin films
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2000
... 氢的热脱附曲线由样品厚度、氢扩散、升温速率以及表观活化能等因素决定.在Fe、钢等非氢亲合性金属中，H通过占据点阵位置和缺陷(如空位、位错、晶界和相界面)而存在，因此在这类金属中，H解吸的表观活化能(EDe)定义为H与缺陷的结合能(Eb-HV)加扩散激活能(QD)减去鞍点能()[40]：，但对于本工作中的氢亲合性金属Ti(Y)，H主要通过与Ti(Y)形成共价键而存在，尽管薄膜样品也存在很多易俘获H原子的本征缺陷，但与Ti(Y)成键的H原子数量相比可忽略，因此Ti(Y)-H体系中H解吸的表观活化能定义应修正为Ti(Y)对H束缚能(Ti(Y)—H键能)与H的扩散激活能之和再减去鞍点能()，图11展示了适用于氢亲和性金属中原子氢和分子氢在材料表面和体内的能态图[40,44].需要注意的是，相变化由2步构成：TiH2→TiH x →α-Ti，1个Ti原子可以与多个H原子成键(数目上最多结合2个H原子)，若这些共价键不同时断裂，所需的能量并不一定相同. ...
... 分别对TiD0.63和TiY0.13D0.78样品进行不同升温速率的热脱附实验，所得热脱附谱中的D2信号如图12所示.结果显示，在相同升温速率下，含Y的Ti样品的脱附峰温度明显高于纯Ti样品，说明Y的存在使得Ti中的D更难脱附.根据 式(3)获得的 - 曲线如图13所示，由此可得到TiD0.63和TiY0.13D0.78中D解吸表观活化能分别为(42.14 ± 1.85)和(45.63 ± 2.23) kJ/mol，说明Y掺杂后使得Ti的表观活化能升高.由图11中展示的金属吸放氢的能态图可知[40,44]，氢亲和性金属的吸氢过程分为4步：H2分子在表面的解离化学吸附或H原子在表面直接化学吸附，H原子的渗透溶解，H原子在体内的扩散，最后与主晶格原子成键并形成氢化物；放氢为吸氢的逆过程，即氢化物分解，H原子在体内扩散，H原子扩散至表面再结合成物理吸附的H2分子，然后H2分子从表面脱附.在升温热脱附过程中，当给予氢的能量超过了其在Ti(Y)中的解吸表观活化能，那么H原子就可能从束缚态变为自由扩散态；同样的，若能量大于H在间隙位置的扩散势垒，H就会逐步向表面扩散.前文的DFT计算表明紧邻Y原子的局部H的结合能和扩散激活能是增加的，而在远离掺杂Y原子的Ti晶格中却略有降低.根据热脱附实验结果，Y掺杂使得Ti中D解吸的表观活化能升高，可能的原因有2个：(1) Y对Ti中D的热脱附具有重要影响，Y掺杂后样品整体外显的表观氘结合能或(和)扩散激活能升高；(2) Y掺杂后样品整体外显的表观氘结合能或(和)扩散激活能是降低的，但Y的存在可能也会使得减小，且对的影响远大于结合能和扩散激活能.此外，在升温热释放时，D的脱附还受样品表面势垒()影响，对于清洁的金属表面，而实际中薄膜表面不可忽略的污染使得，从而导致解吸速率变慢，因此掺杂的Y也可能改变表面势垒(或)而影响最终D解吸的表观活化能. ...
储氢薄膜的吸氢动力学研究
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... 氢的热脱附曲线由样品厚度、氢扩散、升温速率以及表观活化能等因素决定.在Fe、钢等非氢亲合性金属中，H通过占据点阵位置和缺陷(如空位、位错、晶界和相界面)而存在，因此在这类金属中，H解吸的表观活化能(EDe)定义为H与缺陷的结合能(Eb-HV)加扩散激活能(QD)减去鞍点能()[40]：，但对于本工作中的氢亲合性金属Ti(Y)，H主要通过与Ti(Y)形成共价键而存在，尽管薄膜样品也存在很多易俘获H原子的本征缺陷，但与Ti(Y)成键的H原子数量相比可忽略，因此Ti(Y)-H体系中H解吸的表观活化能定义应修正为Ti(Y)对H束缚能(Ti(Y)—H键能)与H的扩散激活能之和再减去鞍点能()，图11展示了适用于氢亲和性金属中原子氢和分子氢在材料表面和体内的能态图[40,44].需要注意的是，相变化由2步构成：TiH2→TiH x →α-Ti，1个Ti原子可以与多个H原子成键(数目上最多结合2个H原子)，若这些共价键不同时断裂，所需的能量并不一定相同. ...
... 分别对TiD0.63和TiY0.13D0.78样品进行不同升温速率的热脱附实验，所得热脱附谱中的D2信号如图12所示.结果显示，在相同升温速率下，含Y的Ti样品的脱附峰温度明显高于纯Ti样品，说明Y的存在使得Ti中的D更难脱附.根据 式(3)获得的 - 曲线如图13所示，由此可得到TiD0.63和TiY0.13D0.78中D解吸表观活化能分别为(42.14 ± 1.85)和(45.63 ± 2.23) kJ/mol，说明Y掺杂后使得Ti的表观活化能升高.由图11中展示的金属吸放氢的能态图可知[40,44]，氢亲和性金属的吸氢过程分为4步：H2分子在表面的解离化学吸附或H原子在表面直接化学吸附，H原子的渗透溶解，H原子在体内的扩散，最后与主晶格原子成键并形成氢化物；放氢为吸氢的逆过程，即氢化物分解，H原子在体内扩散，H原子扩散至表面再结合成物理吸附的H2分子，然后H2分子从表面脱附.在升温热脱附过程中，当给予氢的能量超过了其在Ti(Y)中的解吸表观活化能，那么H原子就可能从束缚态变为自由扩散态；同样的，若能量大于H在间隙位置的扩散势垒，H就会逐步向表面扩散.前文的DFT计算表明紧邻Y原子的局部H的结合能和扩散激活能是增加的，而在远离掺杂Y原子的Ti晶格中却略有降低.根据热脱附实验结果，Y掺杂使得Ti中D解吸的表观活化能升高，可能的原因有2个：(1) Y对Ti中D的热脱附具有重要影响，Y掺杂后样品整体外显的表观氘结合能或(和)扩散激活能升高；(2) Y掺杂后样品整体外显的表观氘结合能或(和)扩散激活能是降低的，但Y的存在可能也会使得减小，且对的影响远大于结合能和扩散激活能.此外，在升温热释放时，D的脱附还受样品表面势垒()影响，对于清洁的金属表面，而实际中薄膜表面不可忽略的污染使得，从而导致解吸速率变慢，因此掺杂的Y也可能改变表面势垒(或)而影响最终D解吸的表观活化能. ...
