无位错硅单晶与长苞

本文引用连续介质模型和点阵模型的理论及有关推导,近似计算了硅中产生位错以及使位错滑移运动所需的应力,从而导出合适的应力(在10~(10)达因/厘米~2数量极范围内)有利于排除硅单晶中的位错。长苞(或称鼓棱)一般是表征应力合适的一种现象,但是长苞所产生的应力并不是唯一的、理想的,最好采用其它方法产生合适的应力,使晶体沿着<111>方向顺利生长,以适应器件制造所需要的无位错硅单晶要求。     

研究金属中位错动力学的一个新方法——范性形变过程中内耗及其广义位错动力学模型

一、引言文献中关于金属在范性形变过程中内耗的主要研究结果可以总结为如下两个方面:1.范性形变过程中的大内耗Q_p~(-1)是范性形变的结果.范性形变一旦停止,即使保持载荷不变,内耗也立即下降到约为形变前的背景值;而当再次进行范性形变时,内耗立即恢复到中止形变前的值.所以它是一种运动位错引起的内耗.2.范性形变过程中内耗Q_P~(-1)正比于范性形变速率εp,并因而正比于位错运动的平均速度(?)~([3]),所以Q_p~(-1)必然与位错平均运动速度(?)有关.     

γ′相数量和尺寸对Rene''''80合金蠕变性能的影响

Rene'80合金通过不同温度固溶处理后获得不同数量的两种尺寸的γ'相,即粗立方(～0.40μm)及细球状(0.06～0.09μm)γ'粒子。760℃,55kg/mm~2的第二阶段蠕变速率(?)_S 与细球γ'的直径 d_S 满足以下关系:(?)_S∞(1/d_S)而粗立方γ'对第二阶段蠕变速率没有直接影响,持久寿命 t_f 与第二阶段蠕变速率(?)_S 和持久断裂塑性ε_f 符合以下关系:t_f(?)_s~a=cε_f其中 C=0.77 α=0.87中温蠕变过程中位错亚结构的电镜观察指出,位错主要通过攀移越过细球状γ'而在γ基体中运动。在粗立方γ'中呈现层错干涉条纹,但未观察到位错切过的迹象。按照位错攀移模型导出第二阶段蠕变速率方程,且满足以下关系:(?)_S∞(1/d_S) (?)∞(1/(λ_sV_s~(1/2))(1-(4/π~(1/2))V_s~1/2)与实验数据相符。式中 V_s、d_s 和λ_s,分别为细球状γ'粒子的体积分数、直径和间距。     

高纯铝在范性形变过程中内耗对频率和速率的响应行为

考虑了位错平均速度V=f(σ)随时间或应变的变化之后,导出了金属在范性形变过程中内耗Q～~(-1)与位错动力学关系式V=f(σ),形变速率ε、测量频率ω、测量振幅σ_A 以及切变模量G 等的关系为(?)此处(?)t、(?)p 分别为扭切应力和拉伸应力的平均取向因子,Г(n)为取正值的积分常数,m 为除0,-1以外的整数。可见,形变过程内耗可能出现正比于(ε/ω)~(2/3)、((?)/ω)~(1/2)、((?)/ω)以及((?)/ω)~2等各种对于ω和(?)的响应行为。而且出现随测量振幅σ_A增大而减小的反常振幅效应内耗。高纯铝在拉伸速率(?)=50×10~(-6)/秒时,形变过程内耗Q~(-1)的实验数据与上式中n=-2时的结果符合得很好.此时的内耗可表示为Q~(-1)=0.245(G/σ_A)β_(-2)((?)/ω)~(1/2)/(V_0~′+β_(-2)ε~(-(1/2)).亦即Q~(-1)正比于((?)/ω)~(1/2).还观测到随着σ_A 的增加而减小的反常振幅效应内耗.高纯铝在恒速拉伸时,当ε>0.5%后,位错的平均速度(?)_0。与形变量ε间的关系可表示为(?)_0=V_0~′+βε~(-(1/2));而运动位错的密度ρ可表示为ρ=(?)/ab(V_0~~′+βε~(-(1/2)).     

弯曲晶界对GH49合金蠕变过程中位错组态的影响

本文用电子金相观察了GH49合金两种不同的晶界状态,试样在蠕变断裂过程中位错组态的变化,并研究了位错与晶内γ′相及晶界碳化物沉淀间的相互作用。研究表明:平直晶界试样,晶内蠕变主要是位错攀移越过γ′相所引起,晶界运动受控于晶界滑动。而弯曲晶界试样,晶内蠕变是位错攀移越过r′相及位错切割γ′相所引起,晶界运动受控于晶界滑动与弯曲段内的“回复”移动。因而,弯曲晶界提高了晶内蠕变速率而降低了晶界滑动速率。这就有效地阻止了裂纹的连接、扩展,大幅度地提高了蠕变第三阶段的断裂抗力,从而延长了蠕变寿命及蠕变断裂塑性。     

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。     

氢致Ⅱ型裂纹扩展的位错理论

本文利用位错理论研究了Ⅱ型裂纹前方的位错塞积群和其附近形成的氢气团。并首次将氢气团看作弹性夹杂，采用合理的近似，求得了夹杂的本征应变和应力场，研究了氢气团与塞积群的交互作用，求得了塞积群的位错密度和应力强度固子，讨论了氢致开裂的物理过程和裂纹扩展速率。结果指出，氢气团促进裂纹尖端位错源开动，促进滞后塑性变形发生，提高塞积群顶端的位错密度和应力强度因子，促进该处微裂纹的形成和扩展。     

薄膜材料刃位错的求解

以弹性力学的平面应力模型求解了材料的刃位错,论证了此解可描述薄膜材料的位错。与体相的位错结果比较表明,薄膜材料的位错具有较低的应力和较低的弹性能。将本文的结果应用于位错引起薄膜熔化理论,得到了薄膜的熔点低于体相的熔点。将薄膜中存在位错情况与材料表面情况进行类比,得出材料表面的熔点也将低于体相的熔点。     

一种[001]取向镍基单晶高温合金蠕变特征

研究了一种[001]取向镍基单晶合金的蠕变特征和变形期间的微观组织结构.结果表明:在低温高应力和高温低应力条件下,合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率;在700℃,720MPa条件下,透射电镜(TEM)观察显示蠕变期间的变形特征是12<110>位错在基体中运动,发生反应形成13<112>超肖克利(Shockley)不全位错,切入γ′相后产生层错.在900℃,450MPa条件下,没有出现蠕变初始阶段,γ′相从立方体形态演化成筏形;在加速蠕变阶段,多系滑移开动,大量位错剪切γ′相是变形的主要机制.在1070℃,150MPa条件下,γ′相逐渐转变成筏形组织,并在γ/γ′界面处形成致密的六边形位错网,位错网可以阻止位错切入γ′相,提高蠕变抗力;在蠕变后期,位错以位错对形式切入γ′相,是合金变形的主要方式.     

刚性第二相对裂纹位错分布的影响

本文采用位错连续分布的方法,导出了刚性第二相存在时裂纹位错分布函数的解析表达式 f(x).并计算了裂纹端点的应力强度因子 K_i(c)和 K_i(d)以及形成裂纹的能量变化△U_(tot).结果表明,f(x)关于裂纹中点是不对称的.当裂纹向刚性第二相界面靠近时,f(x)的零点 x_0同时向齐面移动.其最终位置 x_(oe)与材料的弹性常数 G 和裂纹扩展的临界应力σρ有关,此外我们还讨论了裂纹的扩展方向.     

位错引起晶体熔化的统计理论

建立三维晶体中缺陷引起晶体熔化的统计理论，讨论了三维品体中的缺陷—位错对的形成与长大过程，通过对无相互作用位错对“成核－长大”过程的统计计算，得到了理论相变温度Ｔｃ，文中还从理论上证明了此相变为一级相交，并得到了相交潜热的计算公式，最后还对理论预言进行了实验验证。     

Fe-0.04 Nb-0.02C合金的强化

Fe—0.04Nb—0.02C合金经1175°C—900°C轧制并随即在600°C进行等温处理后,获得直经为7-22微米的等轴细晶粒α—Fe。在α—Fe中保留相当数量的三维和二维位错网络,并沉淀折出细小的NbC粒子。通过细化晶粒强化,NbC第二相粒子弥散强化和位错亚结构强化的叠加,合金下屈服强度可提高达35-42公斤/毫米~2。下屈服强度σ_(iy)与晶粒的平均直径d之间的关系符合Hall—Petch公式: σ_(iy)=σ_i k_yd~(-1/2)其中k_y为细化晶粒强化的比例常数,k_y=2.2公斤/毫米~3/2;σ_i为位错在晶粒内运动的阻力,对于600°C等温30秒,40分及3小时者,σ_i分别为21.5,13.5及13.5公斤/毫米。合金的位错密度随拉伸形变程度的增高而增加,平均位错密度ρ的平方根值与对应的流变应力值关系可表达如下式σ_f=σ_? αGbρ~(1/2)其中G是切变模量;b是柏纸矢量的模;α是位错交互作用产生强化的比例常数,α=0.37;σ。是除位错交互作用外其它因素(如晶粒细化,弥散强化等)对流变应力的贡献,对于600℃等温30秒,40分及3小时者,α_o分别为34,30及30公斤/毫米~2。实验数据分析和理论计算结果表明,σ_i值是NbC第二相粒子弥散强化,位错亚结构强化和点阵阻力对屈服强度贡献α_p,σ_d和σ_l的叠加,即σ_i=σ_p σ_d σ_l 在α—Fe中沉淀折出的NbC粒子周围观察到“沉淀生长”位错圈,对其形成机理进行了分析,而它们的强化作用尚须进一步探明。     

晶界位错运动的空位晶体相场模拟

【目的】研究不同形式的应力对位错运动形式的影响。【方法】通过添加空位自由能项修正晶体相场模型(Phase-field-crystal model,PFC model),得到空位晶体相场法模型(Vacancy phase-field-crystal model,VPFC model),并采用VPFC模拟小角度晶界(Grain Boundary)在外加单方向应力作用下的变形过程。【结果】在外加单方向应力作用下,小角度晶界位错组作攀移运动时系统自由能增加,位错组滑移时出现系统自由能下降和位错反应等现象。x方向拉应力促使位错发生负攀移,压应力促使位错发生正攀移。【结论】VPFC模型可有效模拟晶界位错、空位等微结构演化过程。     

超声波振动切削过程中切屑形成的位错机理

应用位错理论及ＳＥＭ观察,超声波振动切削由于附加了超生能量以激励起刀具的谐振,从而变静态刀具为以超声波频率冲击切削区的动态刀具而起作用,基冲击应力波可导致高的静态剪应力,激活位错,软化丸前材料,使材料易于成屑,并通过实验证明超声波振动切削具有传统的机械加工不可比拟的优异工艺效果。     

含宏观石墨颗粒材料界面位错形态及内耗特征的研究

利用渗流技术在工业纯铝中引入宏观尺度的石墨颗粒,研究该宏观缺陷界面附近的微观缺陷(位错)形态及对材料内耗的影响.结果表明,在连续升温测量过程中,大约在260℃附近观察到了一个内耗峰,其峰位与频率无关,峰高与测量频率的倒数和升温速率近似成直线关系,且表现出正常振幅效应.而在没有宏观石墨颗粒增强的工业纯铝样品中无峰出现.通过透射电子显微镜(TEM)观察,发现在石墨颗粒/基体界面附近存在高密度位错.根据内耗实验结果和微观结构特征的观察,认为该内耗峰的机制与基体和增强物之间因热膨胀系数的不同而诱发的高密度位错以及位错在外加应力作用下的运动有关.     

压电螺型位错与含界面效应纳米夹杂干涉研究

研究在无穷远纵向剪切和平面内电场作用下压电智能材料中螺型位错与考虑界面应力纳米尺度夹杂(纤维)间的力电耦合交互作用.运用复势方法,求解了夹杂和基体中复势函数的解析解以及应力场和电位移场分量.利用广义Peach-Koehler公式,给出了作用在压电螺型位错上位错像力的解析解答.研究结果表明:当夹杂的半径缩减到纳米尺度时,界面效应对夹杂(纤维)附近位错运动和平衡位置的影响将变得非常显著.正界面效应将排斥基体中的位错;当存在正的界面效应时,软夹杂能排斥界面附近的压电螺型位错.     

超声切变波与位错非线性相互作用的研究

本文报导了对金属单晶样品作用小的偏置应力时由于超声切变波与位错相互作用而产生的二次谐波和三次谐波的实验結果。实验中,频率为4.83 MHz的切变波沿高纯度铝单晶的<100>方向传播,而波的偏振方向沿<010>轴。当样品上的偏置外应力增加到3.2×10~6达因/厘米~2时,二次谐波振幅逐渐增加,并达到最大值,而三次谐波振幅不断减小。我们也测量了基波衰减随外应力的变化及二次谐波、三次谐波与基波振幅的关系,对二次谐波随外应力变化的温度效应也作了研究。理论上对实验现象作了解释。     

一维六方准晶压电材料中螺型位错与椭圆孔口的相互作用

目的根据点群6mm一维六方准晶的位错理论,通过一维六方准晶压电材料反平面问题的控制方程,研究含螺型位错与椭圆孔口相互作用时的应力场和电场的相互关系。方法根据复变函数方法,引入适当的保角变换,将椭圆孔口问题映射到单位圆来讨论。结果 1)得到了一维六方准晶压电材料含螺型位错时电弹性场的解析表达式;2)得到了椭圆孔口与螺型位错相互作用时应力强度因子解析表达式。结论由螺型位错与椭圆孔口的相互作用结果,这为研究一维六方准晶压电材料位错问题和断裂问题提供了重要依据。     

晶内位错在8090铝锂合金超塑性变形中的作用

研究了 8090 合金超塑性变形中的位错行为。透射电镜观察表明晶内位错产生于三角晶界,晶界台阶和粒子处。在变形初期,晶内位错滑移相当活跃;在变形中期,晶内位错发生回复形成亚晶界;至变形末期,虽然位错回复过程没有停止,但位错滑移协调机制变得更重要了,研究指出,位错滑移是变形初期的主要变形机制。动态回复和位错滑移都是晶界滑动的协调机制。而且,螺型位错与空位交互作用形成不能滑动的卷位错提高了晶内畸变能,促进了动态再结晶。     

静电场对金属机械性质影响的机制探索

实验已测得金属材料(钢,铜等)在电场(电压为10~3—10~4伏)中硬度、弹性等机械性质都有增加。本文从金属电子气体模型的电介函数出发,利用位错的连续介质模型,在不考虑热激发的情况下,对近螺型位错在电场应力下引起位错攀移,从而增加了位错的割阶,探讨位错在滑移面内的滑移阻力,以及引起金属强化的物理机制。