难熔金属中位错的直接观测

本文扼要地总结我们在1962—1964年间应用浸蚀法观测钼、钨单晶体中位错的工作,内容包括对於浸蚀图象的解释及它和位错对应关系的验证;以及应用这种技术在亚晶界位错结构与其三维面貌,表面集中应力所引起的位错花结,夹杂物引起的位错丛与稜柱圈组等方面的研究结果。     

Ta-7.5％W在退火过程中的组织和织构演变

通过金相组织观察、透射电子显微镜(TEM)及显微硬度测试,研究冷轧变形量为95％的Ta-7.5％W合金箔材在1 050,1 200和1 360℃退火时的组织和性能变化,并采用取向密度函数(ODF)分析在此过程中其织构演变规律.对其实验结果进行研究发现:冷轧态Ta-7.5％W合金硬度为HV 300,经1 360℃退火后硬度迅速减小,说明此时合金已发生回复再结晶.轧制后的Ta-7.5％W合金箔材具有各向异性,在轧面∥{111}取向上形成位错胞亚结构,在轧面∥{100}取向上形成了形变带,冷轧态的主要织构为{001}〈110〉,{112} 〈110〉和{110}〈110〉织构;在1 200℃退火时,在轧面∥{111}取向上,再结晶通过亚晶界迁移、亚晶长大形核,而在轧面∥{100}取向上,主要是通过亚晶转动、聚合形核;{001}〈110〉织构增强,{112}〈110〉织构减弱;在1 360℃退火时,{001}〈110〉织构急剧减弱,{111}〈112〉织构增强.     

条状晶位错运动的晶体相场模拟

【目的】研究条状晶内不同矢量位错相互作用的情况,以揭示其运动和能量变化规律。【方法】采用晶体相场(PFC)模型,模拟4块取向差较小的条状晶所形成的4条亚晶界在应力作用下的湮没机制,并从位错运动和能量变化角度分析该机制。4条亚晶界中,2条是对称倾侧亚晶界,2条为非对称倾侧亚晶界结构。【结果】取向差较小的条状晶所形成的晶界为亚晶界,亚晶界上双位错组的数量由相邻两晶粒的取向差的大小决定;而在应力作用下,亚晶界的湮没过程主要有3个阶段:位错攀移及体系能量升高的第1阶段,位错分离及体系能量下降的第2阶段,位错相互作用及体系能量波动升高的第3阶段;由于存在非对称倾侧亚晶界,整个湮没过程比对称倾侧亚晶界的湮没过程较复杂一些。【结论】位错的相互作用存在4种情况:两位错相向运动,当位错矢量方向完全相反且在同一直线上时,相遇后发生湮没;位错相向运动,但运动方向不在一条直线上且距离较近,则可以相互吸引,最后依然可以湮没;如果运动方向不在一条直线上且距离较远,则无法相互吸引,它们只会朝着各自的运动方向继续运动;如果运动方向在一条直线上,但是位错方向不完全相同,它们相遇后不会湮没,而是组合形成一个复合位错。     

YAG晶体中位错浸蚀斑的结晶学关系

用化学浸蚀法及光学显微镜的聚焦建立蚀斑,蚀线与位错之间的对应关系,利用X射线劳厄定向术确定浸蚀斑的结晶学方位,籍助于极图,运用作图法确定掺钕钇铝石榴石晶体中各晶面的蚀斑是由{110},{112}:二组晶面即惯态面组成。     

NiAl位错核心结构的模拟

利用ＥＡＭ势函数对ＮｉＡｌ中〈１００〉，〈１１０〉刃位错和〈１００〉螺位错的位错核心结构及〈１００〉刃位错与点缺陷的交互作用进行了模拟研究．结果表明：〈１００〉刃位错在（００１）面沿［１１０］和［１１０］方向扩展，呈“蝶形”结构；而〈１００〉刃位错在｛１１０｝滑移面上位错核心结构更为紧凑，位错扩展现象不明显．这和试验中观察到的ＮｉＡｌ中位错进行〈１００〉｛１１０｝滑移，而非〈１００〉｛００１｝滑移的结果相一致．〈１１０〉位错在（００１）面沿［１１０］和［１１０］方向也有所扩展，但同〈００１〉位错相比，沿［１１０］方向位错核心扩展的宽度更大，由位错应力场导致的原子位移也更明显．通过模拟还发现〈１００〉螺位错、〈１００〉刃位错、〈１１０〉刃位错在滑移面内均无位错的分解现象．〈１００〉刃位错和点缺陷的交互作用模拟结果表明：在位错核心附近引入点缺陷列对位错核心结构的轮廓影响不明显，说明难以通过引入点缺陷，局部改变有序度的方法来影响位错核心结构     

3004铝合金再结晶织构及其显微组织

应用取向分布函数(ODF)和透射电镜(TEM)研究了3004铝合金再结晶织构及其显微组织·结果表明:在退火样品中存在较强的再结晶U({001}〈100〉)立方织构,且该织构随退火温度的升高而增强,在350℃和450℃时强度级别分别达8级和12级,再结晶R/S({124}〈211〉)织构、S({123}〈634〉)和C({112}〈111〉)织构组分强度较低·TEM形貌像表明:经250℃,120min退火后,样品中回复过程已基本完成;在300℃以上退火时,随着退火温度的升高,再结晶晶粒不断长大,第二相粒子继续析出,弥散地分布于晶粒内的亚晶界上,并被位错所包围,在再结晶过程中起到了促进形核的作用·     

掺杂钨带退火过程中的组织与织构演变

对掺杂钨带在1 000～1 500℃等温退火过程中的组织与织构变化进行研究.研究结果表明:未退火钨带为拉长的纤维组织,纤维宽窄不一,纤维内部存在长短不一的条形胞.于1 200℃,1h条件下退火时由于亚晶长大发生纤维宽化与纤维界的锯齿化,但无再结晶晶粒形成.当退火温度升高至1 400℃时,纤维界处出现细小的等轴状再结晶晶粒,这些再结晶晶粒的形成机制是亚晶转动.1 500℃退火后,再结晶晶粒增多,但长大不明显,这主要是由于K泡对亚晶界或位错的钉扎作用,使亚晶转动与亚晶界迁移受到阻碍,延缓了再结晶形核与核心长大.拉拔钨丝织构为[110]丝织构,钨丝轧制为钨带后,[110]丝织构转变为{001}＜110＞和{111｝＜110＞织构,1 500℃退火后,亚晶转动使钨带织构转变为沿α取向线均匀分布的{uvw}＜110＞织构,与拉拔钨丝的[110]丝织构类似.     

硅表面热氧化缺陷的产生及增长

一、概述伴随硅的热氧化过程,在硅表面往往形成一种特征线缺陷,这些缺陷对硅器件带来不良后果,十多年来对这种缺陷的产生、增长及消除规律进行了大量的研究,成为半导体应用基础研究的一个相当集中的课题。已证明这种热氧化缺陷是沿着(111)面的某局部范围外扦了一层原子,其四周被布格斯矢量为1/3(111)的偏位错所包围,是一种非本征堆垛层错,如(图1)所示,朝(111)面看去,这种层错是一园形,而在(100)则形成一特征线缺陷。其走向为〈110〉向。对于     

单晶铜纳米线弯曲、扭转的变形机制的分子动力学研究

本文利用分子动力学方法研究了〈001〉/{100}和〈110〉/{111}两种单晶铜纳米线在弯曲、扭转载荷作用下的变形机制和力学行为.在〈001〉/{100}铜纳米线的弯曲过程中,当弯曲角度很大时,我们观察到了一些五重变形孪晶.分析表明,配位数为12的其它原子类型与hcp原子类型间的相互转化是导致出现这种五重变形孪晶的重要因素.这个结果与文献（Appl Phys Lett,2006,89：041919）所报道的纳米晶铜在拉伸状态下所观察到的五重变形孪晶的形成过程截然不同;然而该孪生变形机制并未在相应的？110？/{111}单晶铜纳米线的弯曲加载过程中被发现.此外,通过对〈001〉/{100}和？110？/{111}单晶铜纳米线进行扭转模拟,我们发现,这两种纳米线的扭转塑性变形分别是以从表面边角和侧表面发射全位错为主的变形机制.     

晶体相场法研究小角晶界<100>位错芯的扩展演化

位错扩展对材料的性能有重要影响。本文应用晶体相场（PFC）法模拟体心立方（BCC）晶体的双晶晶界在施加双轴应变下，晶界的<100>位错芯的扩展现象。研究发现，晶界的■位错芯区域出现空位，从而给位错芯的扩展提供了条件。研究表明：随着应变量的增加，<100>位错发生分解反应，位错芯从单个刃位错分解成两个混合位错，然后，两个相邻的位错芯扩展成一个整体。这个大位错芯里包括4个柏氏矢量不同的1/2<111>位错，晶界的<100>位错的分解反应与这个1/2<111>位错相关，应变场分析表明<100>位错芯扩展时出现应变集中。     

高温应变作用下小角度晶界湮没过程的晶体相场模拟

【目的】采用晶体相场模型模拟应变作用下晶界的变形过程。【方法】分别模拟了对称倾侧双晶体系在远离熔点温度和接近熔点温度时,在外加应力作用下小角度晶界的湮没过程。【结果】研究表明,小角度晶界同一侧晶界处相邻位错组的柏氏矢量夹角为60°,并且当体系接近熔点温度时,晶界处位错组周围出现预熔区域。【结论】晶界处的位错组在应力作用下进行滑移运动,两种情况中晶界位错的湮没规律基本相同,但由于预熔情况的出现,使得位错运动的阻力降低,位错运动的速度较快,湮没时体系能量减小得更多。     

不同温度晶界位错湮没过程的晶体相场模拟

【目的】针对不同温度的晶界位错湮没过程进行研究。【方法】采用晶体相场模型模拟中等角度对称倾侧晶界结构在不同温度下的晶界位错演化湮没过程,从位错的运动形式和体系自由能的变化,分析晶界的消失过程和位错的相互作用。【结果】具有二维三角晶格原子点阵结构形成的对称倾侧晶界是由配对的位错对按直线规则排列构成,可以看成由2套位错Burgers矢量组成。晶界湮没主要有如下几方面的特征过程:首先晶界位错攀移,然后发生位错分解,晶界发射位错,位错由攀移运动转化为作滑移运动;接着滑移位错穿过晶粒内部,直到在对面晶界上湮没;剩余的晶界位错继续作攀移运动,然后又出现位错分解,晶界再次发射位错,使得位错转为作滑移运动,与其它作滑移运动的位错在晶内相遇湮没消失。【结论】在低温情况,位错是一对一对地按照一定的顺序发生湮没,而高温情况,位错湮没可以同时出现几对位错一起发生湮没。最后,所有晶界和位错全部消失。     

氢气氛区熔硅单晶热处理缺陷形成机理

本文用薄晶体电镜,x射线衍射形貌和金相腐蚀坑法研究了氢区熔硅单晶热处理缺陷形成机理。 通过变温热处理,发现氢区熔硅单晶热处理缺陷主要是由氢沉淀引起的。沉淀过程可能首先是Si-H键分解,然后是氢的扩散聚集,测出沉淀过程激活能是56.000±3000卡/克分子,它可能是Si-H键的分解激活能。沉淀物的析出面是{111}晶面,几何形态起始近似球状,然后变成扁椭球,最后是沿<110>方向拉长的片状沉淀物。 随着沉淀物的长大,在一定温度下(约600-700℃)会在沉淀物周围发射稜柱位错环,其分布形态和热处理温度有关。高温热处理时,沉淀物周围能发射出高对称的多组稜柱位错环,形成“星形”位错群。稜柱位错的稜柱面是{111}晶面,柏氏矢量是a╱2<110>。发射方向是<110>方向,位错线是<112>方向。     

高应变速率下钛-钢复合板界面组织特征及变形机制

在高应变速率下,钛-钢复合板不同材料以不同的变形机制协调变形,结合界面起到至关重要的作用.本文分析研究了高应变速率下钛-钢复合板的界面组织特征和变形机制.结果表明:在钢侧,随着应变速率的提高,小角度(3°~10°)晶界含量增多,织构组分{1-12}〈2-41〉逐渐演变为织构{6-65}〈38-6〉和{111}〈1-10〉.在钛侧,随着应变速率的提高,出现了明显的形变孪晶组织,三种形变孪晶如{11-21}〈1-100〉拉伸孪晶、{11-22}〈11-23〉压缩孪晶和{10-12}〈10-11〉拉伸孪晶产生的难易程度不一样,变形机制由常规的"孪生变形为主"转变为"位错滑移与孪生变形共存"的复合变形模式.在结合界面处,随着应变速率的提高,需要适应由两侧产生的不同变形抗力,才能够实现连续变形而不致使材料发生破坏,其主要的协调机制依靠结合界面及附近晶粒的滑移实现变形.     

注氢(111)硅片高温退火后形成的二次缺陷

硅材料与氢的相互作用是影响其结构完整性的重要方面．高分辨电子显微术被用于研究注氢硅片高温退火时形成的二次缺陷．实验发现高温退火如低温退火处理一样会导致(111)注氢硅片中出现裂纹，但不同之处在于裂纹的下部还有大量的位错发射，而且有些裂纹并未完全裂开，表现为非晶带．另外，高温退火还导致空腔的出现，空腔呈截角八面体形状，以{111}和{100}面为内表面，可以有非晶状的内壁．空腔平行于正表面成串状排布．空腔间有位错带与之相连。     

Cu-Ag合金中析出相界面结构及其对合金性能的影响

采用真空感应熔炼法制备Cu-6%Ag和Cu-24%Ag,并进行退火和时效处理,观察了合金中析出相与基体的位向关系及界面结构,分析了析出相对合金强化和导电特性的影响. 析出相与Cu基体之间具有(100)Cu∥(100)Ag及〈110〉Cu∥〈110〉Ag位向关系,存在半共格界面,在(111)面上平均每隔9个晶面间距出现一个刃型位错以协调点阵错配. 析出相与Cu基体这种特定的位向关系及界面结构能有效地阻碍基体中位错的运动,在产生析出相强化作用的同时几乎不影响合金的电传导行为. 随Cu-6%Ag时效时间的延长,析出相数量增多,合金硬度显著上升而电阻率持续下降. 时效过程中析出相数量、形态及界面结构是导致合金力学和电学性能变化的主要原因.     

低碳冲压钢板桔皮缺陷的成因

利用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和电子背散射衍射(EBSD)技术,针对SPCD冷轧板冲压制品中的桔皮缺陷的成因进行分析,探讨了晶粒取向可能对桔皮产生的影响.结果表明:铁素体晶粒过度粗大是导致冲压件表面产生桔皮缺陷的根源;{111}织构强度较弱和较大冲压量是加剧桔皮产生的两个因素.桔皮自由表面由平缓区和粗糙区组成,两个区域均显现以{112}〈110〉与{111}〈110〉为主导的取向特征,表明表面形貌与晶粒取向的对应性不显著,表面接触状况不同是造成这种形貌差异的主要原因.     

DZ40M合金再结晶形核的唯象行为

以DZ40M合金为研究对象,采用金相组织观察和EBSD晶粒取向分析技术,分析了DZ40M合金的再结晶形核位置与形核后的晶粒取向之间的关系.研究表明:DZ40M合金经压痕变形后,在退火过程中发生的再结晶晶粒主要在初生碳化物周围和枝晶间形核;初生碳化物处形核的再结晶晶粒主要位于〈112〉取向上,而枝晶间形核的再结晶晶粒为〈110〉取向.合金中的二次碳化物M23C6在晶界、亚晶界和位错上析出,能够阻碍再结晶核心的形成.当退火温度低于1423 K时,M23C6的析出数量较多,尺寸小且间距小,可以有效地抑制合金的再结晶形核,降低再结晶形核率.     

TiC在Ti2CS上形核生长的电镜观察及其取向关系的测定

为探讨与控制薄板坯连铸连轧工艺条件下碳化钛在钢中的析出行为,应用透射电子显微术(TEM)研究了纳米尺度TiC和Ti2CS析出相的结构及取向关系.结果表明,实验钢中Ti2CS的析出温度较TiC的高,先析出的Ti2CS可作为TiC的非自发形核地点.实验观察到细小TiC粒子在Ti2CS上生长的现象.电子衍射和X射线能谱(EDS)分析表明:TiC和Ti2CS之间的取向关系为{001}Ti2CS∥{111}TiC,〈100〉Ti2CS∥〈011-〉TiC.在TEM下还观察到以孪晶形式存在的TiC,孪晶面为(1-11-)面.总之,在钢中先行析出的Ti2CS和TiC粒子都可能成为新生成TiC的非自发形核地点,孪生和外延生长是TiC沉淀的两种重要机制.     

Ta-7.5%W合金箔材的退火组织与性能

通过力学性能测试、X线衍射和EBSD(电子背散射衍射分析)等方法研究Ta-7.5%W(质量分数)合金箔材在真空中1 200℃下退火1 h后的力学性能、织构和微观组织。研究结果表明:退火态的Ta-7.5%W合金箔材在沿着横向和轧向拉伸过程中表现出各向异性,其中轧向的抗拉强度达到753 MPa,伸长率达到13.4%,轧向的性能均优于横向性能,这是由于样品中主要织构组分的晶粒沿横向和轧向拉伸开启的滑移系是不一样的。样品中主要形成了3类织构,分别为轧面法向平行于<100>的θ-纤维织构、轧面法向平行于<111>的γ纤维,还有轧向平行于<110>的α纤维织构,其中主要的织构为(112)[1 10]和(111)[1 21],所占的体积分数分别10.2%和11.2%;由不同取向晶粒中的线取向差分布图分析可以看出(111)[1 21]取向的晶粒形成的位错亚结构之间的取向差很大,最大达到8.3°,亚晶之间的平均取向差也达到7°;(001)[1 10]取向的晶粒中形成的位错亚结构之间的取向差小很多,取向差最大也只有2.2°,平均取向差只有1.7°。