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1.
运用分子动力学方法,对γ-TiAl金属间化合物的面缺陷能(层错能和孪晶能)进行了研究. 计算得到γ-TiAl不同滑移系(或孪生系)的整体堆垛层错能曲线,结果表明,γ-TiAl较一般fcc晶体结构的金属可动滑移系(孪生系)的数量减少,在外界条件下呈脆性. 研究孪生系(1/6)〈112〉{111}的弛豫的整体堆垛层错(GSF)能和整体孪晶(GTF)能曲线,对不稳定层错能γusf、稳定层错能γsf和不稳定孪晶能γusf值进行分析,可以预知, γ-TiAl的主要变形机理为孪生系(1/6)〈112〉{111}的孪生和普通滑移系(1/6)〈110〉{111}的滑移,以及超滑移系(1/2)〈011〉{111}的滑移.
关键词:
γ-TiAl')" href="#">γ-TiAl
堆垛层错能
孪晶能
分子动力学 相似文献
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利用X射线投影貌相术观察和分析了硅蹼中的位错和层错。在生长态硅蹼中,除观察到柏氏矢量为1/2<110>的刃型、螺型与60°全位错以及柏氏矢量为1/6<112>的Shockley刃型半位错外,还观察到平行于硅蹼表面的大面积层错和蹼中的60°,30°Shockley半位错。位错在热处理过程中运动并发生位错反应形成近六角形的位错网络。热处理改变生长态硅蹼中层错的组态和衬度,并由于杂质聚集破坏了Shockley半位错的消象法则。还观察到层错象中的位错。对所观察的结果都分别作了分析和简要的讨论。
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4.
本文叙述用Wright腐蚀剂对<111>取向的硅外延片解理面进行择优腐蚀的观察结果。腐蚀后,硅外延片剖面上显示出层错、位错、S(Saucer)坑以及其它蚀坑。并观察到一些隐埋在外延层内的层错结构。
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5.
基于位错理论,利用分子动力学方法建立了〈100〉{010},〈100〉{011},1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的芯结构,并计算了这四种刃型位错的形成能、位错芯能量和芯半径.计算结果表明:〈100〉{010}和〈100〉{011}刃型位错的形成能比1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的要高,这表明〈100〉刃型位错比1/2〈111〉刃型位错更难形成.而〈100〉{010}和〈100〉{011}刃型位错的芯半径比1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的小,这说明在1/2〈111〉刃型位错中位于奇异区的原子数多于〈100〉刃型位错,而这些原子要比完整晶体中的原子具有更大的活性.可见,1/2〈111〉刃型位错比〈100〉刃型位错更易运动,且〈100〉刃型位错在bcc Fe中难以形成.
关键词:
bcc Fe
刃型位错
分子动力学模拟 相似文献
6.
利用强流脉冲电子束(high-current pulsed electron beam,HCPEB)技术对多晶纯Ni进行了辐照处理,采用透射电子显微镜详细分析了辐照诱发的缺陷结构.HCPEB辐照后,纯镍表层积聚了幅值极大的残余应力,沿{111}晶面形成了稠密的位错墙及孪晶结构,另外还形成了大量的包括位错圈、堆垛层错四面体(SFT)及孔洞在内的空位簇缺陷.SFT缺陷的数量远高于其他空位簇缺陷,其周围区域位错密度很低.孔洞缺陷主要出现在SFT密集区域.HCPEB瞬间的加热和冷却诱发的幅值极大的应力和极高的应变
关键词:
强流脉冲电子束
多晶纯Ni
空位簇缺陷
堆垛层错四面体 相似文献
7.
采用X射线衍射技术、电子背散射衍射技术和扫描电镜分别观察了不同甲烷浓度条件下沉积的CVD自支撑金刚石薄膜的宏观织构、晶界分布和表面形貌. 研究了一阶孪晶在金刚石晶体{111}面生长的原子堆垛过程. 结果表明,由于一阶孪晶〈111〉60°的取向差关系以及{111}面的原子堆垛结构,使{111}面上容易借助碳原子的偏转沉积产生一阶孪晶. 低甲烷浓度时,碳原子倾向于在表面能较低的{111}面沉积,为孪晶的形成提供了便利,且高频率孪晶使薄膜织构强度减弱. 甲烷浓度升高使生长激活能较小的{001}面成为主要前沿生长面,因而只有〈001〉晶向平行薄膜法向的晶粒能够不断长大,因此孪晶形核概率明显减小. 另外,在薄膜中发现二阶孪晶,并对二阶孪晶的形成进行了分析.
关键词:
金刚石薄膜
孪晶
原子机理
取向差 相似文献
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提出由温差造成热剪切应力,引起衬底穿线位错滑移,形成<110>界面位错,从而降低LPE层中位错的模型。稳定自然对流下的温度梯度液相外延,存在衬底厚度方向的温差,能在边缘固定的衬底中造成热剪切应力。生长了厚GaAs和Ga1-xAlxAs层(x<0.3),估算的热剪切应力大于产生<110>暗线缺陷的临界剪切应力。表面腐蚀坑观察表明,外延层位错密度下降,或无位错。界面蚀槽和阴极荧光观察表明,衬底穿线位错在界面弯曲成<110>界面位错。透射电子显微镜观察表明,界面位错多
关键词: 相似文献
10.
对镍铬合金(20%Cr,1%Al,2.5%Ti)中层错边界处及共格孪晶界面上的不全位错进行了观察和分析,结果是:1.用g·bp=±2/3或±1/3作为不全位错是否显示衍衬是可行的,但不够严格。为此,应尽量选择{220}或{311}类型衍射成像,这时g·bp或者等于零,或者等于整数,比较容易确定不全位错的柏氏矢量。2.共格孪晶界面上有不全位错,大多数是全位错分解的产物,成对出现。3.平行滑移面上的层错在运动中可以相互重迭。重迭层错中内禀层错与外禀层错之间的不全位错,在g·bp=±2/3时无衍衬(在层错条纹的较强背景下是亮线),而在g·bp=±1/3时显示衍衬(暗线)。
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用分子动力学方法计算模拟了单晶铜中纳米孔洞(约φ1.3nm)在〈111〉晶向冲击加载过程中的演化及其周围区域发生塑性变形的过程。模拟结果的原子图像如图1所示,其中活塞速度为500m/s,图中所示为4族连续三层穿过孔洞中心的{111}晶面在4000个时间步时(处于拉伸应力状态)的原子排列图像。从面心立方铜晶体中位错成核及运动特点可知,当位错在{111}面上成核和运动后,将产生层错和部分位错结构,我们正是根据此特点来判断在某{111}晶面上是否有位错的成核和运动。从图1可以看到,沿〈111〉晶向冲击加载后, 相似文献
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本文用超高压透射电子显微镜研究退火的高氧含量无位错直拉硅单晶中氧沉淀和诱生缺陷。在750—1050℃范围内氧沉淀是球状的α方英石。除了球状氧沉淀粒子之外还有一些具有{001}惯习面的方片状氧沉淀物。在950℃以上沿〈110〉方向从氧沉淀发射出冲压式棱柱位错环。这些位错环的柏氏矢量为α/2〈110〉、环面法线为〈110〉,它们是间隙型的位错环。这些位错环是从方片状氧沉淀物或从球伏氧沉淀粒子的聚集团发射出来的。当它们遇到障碍物时可能产生比较复杂的位错组态。实验中观察到由于层错攀移形成的台阶。热处理温度在850℃以下时,未观察到体内层错。
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18.
本文用化学腐蚀方法,从含有漩涡缺陷的原生CZ硅单晶中分离出尺寸在1000—6000?间的氧沉淀,制成萃取复型样品,用TEM对氧沉淀作微区电子衍射分析。同时,观察硅薄膜中漩涡缺陷的TEM象,确定了二者的对应关系。结果表明,构成漩涡缺陷的氧沉淀主要是呈方形片的热液石英(keatite,silicak)及少量呈六角片的α方英石(α-cristobalite),沉淀片周边沿<110>方向,惯习面前者的为{100},后者的为{111}。样品的红外吸收光谱表明,方片状热液石英沉淀可能与1224cm-1吸收峰相对应。
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用气相法生长出了毫米尺寸的具有规则晶面和金属光泽的高质量的纯C60单晶.X射线衍射分析表明,C60单晶在室温下具有面心立方(fcc)结构,晶格常数为α=1.4199(4)nm。用扫描电子显微镜和光学显微镜观察了C60单晶的形貌,除观察到fcc结构的晶体所特有的{111}和{200}两种稳定晶面以及非常容易形成的孪晶之外,还发现了在{111}面上的树枝状、垄状和生长丘以及在{200}面上的树枝状、游泳池状和生长丘的生长缺陷。对C60
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实验结果表明,应用甲醇、硫酸、盐酸的混合液为电解浸蚀剂,可以在钼晶体的{100},{111}及{110}面上显示位错蚀斑,而在{111}面及{110}面上同时可以显示出排列成平行线或六方网络的蚀线,这些蚀线被证明为位错线的蚀象。根据观测结果,总结出解释位错线蚀象的经验规律:观测到的蚀象相当于一定深度内位错线在观察面的投影;蚀象的宽度决定于位错线段到原始表面的距离,距离愈远,宽度愈细,类似于一种夸张的光学透视效应,因而根据蚀象就可以直接推出位错线在空间的位置,采用多次浸蚀的方法,对于一些位错空间排列组态的实 相似文献