锑化铟单晶的小平面生长及孪晶

采用切克劳斯基技术,观察了按不同晶向从熔态生长InSb单晶时固液界面的形貌。实验表明,结晶面上{111}小平面的发展和性质与单晶体的外形及孪晶的形成有着密切的关系,采用一个闪锌矿结构的{1ll}面八面协及双八面体模型能成功地解释各种实验现象。 关键词：     

CVD金刚石薄膜孪晶形成的原子机理分析

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     

bcc Fe中刃型位错的结构及能量学研究

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     

高温高压下掺硼宝石级金刚石单晶生长特性的研究

本文在5.1—5.6 GPa,1230—1600℃的压力、温度条件下,以FeNiMnCo作为触媒,进行单质硼添加宝石级金刚石单晶的生长研究.借助于有限元法,对触媒内的温度场进行模拟.研究得到了FeNiMnCo-C-B体系下,金刚石单晶生长的P-T相图.该体系下合成金刚石单晶的最低压力、温度条件分别为5.1 GPa,1230℃左右.研究发现,在单晶同一{111}扇区内部,硼元素呈内多外少的分布规律.有限元模拟结果给出,该分布规律是由在晶体生长过程中,{111}扇区的增长速度逐渐减小所致.{111}晶向的晶体生长实验结果表明,硼元素优先从{111}次扇区进入晶体.研究发现,这是该扇区增长速度相对较快,硼元素扩散逃离可用时间短导致的.另外,同磨料级掺硼金刚石单晶生长相比,对于温度梯度法生长掺硼宝石级金刚石单晶,由于晶体的增厚速度较慢,即使硼添加量相对较高,也可以实现表面无凹坑缺陷的优质金刚石单晶的生长.     

晶体取向对定向凝固枝晶生长的影响

采用类金属透明模型合金丁二腈-1.0 wt%乙醇(SCN-1.0 wt% Eth)合金, 考察了晶体取向对定向凝固过程中晶粒的平界面失稳孕育时间、枝晶形态演化以及枝晶一次间距的影响. 结果表明, 随着枝晶择优生长方向与温度梯度方向夹角的增大, 晶粒的平界面失稳孕育时间增加, 界面的稳定性增强; 对于不同晶体取向的枝晶形态演化, 枝晶择优生长方向与温度梯度方向夹角越大, 枝晶二次臂不对称生长越严重, 同时, 具有生长优势的枝晶二次臂对相邻枝晶的生长的抑制越强烈; 至于不同晶体取向的枝晶一次间距, 随着枝晶择优生长方向与温度梯度方向夹角的增大, 枝晶一次间距增大. 关键词： 定向凝固 平界面失稳 枝晶间距 晶体取向     

界面结构对Cu/Ni多层膜纳米压痕特性影响的分子动力学模拟

金属多层膜调制周期下降到纳米级时,其力学性质会发生显著改变. Cu-Ni晶格失配度约为2.7%,可以形成共格界面和半共格界面,实验中实现沿[111]方向生长的调制周期为几纳米且具有异孪晶界面结构的Cu/Ni多层膜,其力学性质发生显著改变.本文采用分子动力学方法对共格界面、共格孪晶界面、半共格界面、半共格孪晶界面等四种不同界面结构的Cu/Ni多层膜进行纳米压痕模拟,研究压痕过程中不同界面结构类型的形变演化规律以及位错与界面的相互作用,获取Cu/Ni多层膜不同界面结构对其力学性能的影响特征.计算结果表明,不同界面结构的样品在不同压痕深度时表现出的强化或软化作用机理不同,软化机制主要是由于形成了平行于界面的分位错以及孪晶界面的迁移,强化机制主要是由于界面对位错的限定作用以及失配位错网状结构与孪晶界面迁移时所形成的弓形位错之间的相互作用.     

C60单晶的表面形貌与生长缺陷

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C_{60 关键词：}     

沿〈111〉晶向冲击加载下铜中纳米孔洞增长的塑性机制

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，     

碲镉汞晶体中缺陷的晶格像

用高分辨电子显微镜观察了碲镉汞晶体中的缺陷。直接观察到晶体中存在的两类60°位错。在孪晶边界上,观察到孪晶位错。指出,孪晶位错是再结晶过程中,孪晶界面迁移的激活台阶。 关键词：     

单晶Cu(001)薄膜塑性变形的分子动力学模拟

使用分子动力学方法,模拟研究了单晶Cu(001)薄膜在双向等轴拉伸应变下的塑性变形行为.当应变超过一定值时,样品通过产生位错、层错及孪晶而发生塑性变形.当应变相对较低时,不全位错首先在薄膜表面形核并在密排面上滑移,留下堆积层错;当应变增加时,位错在表面与内部同时成核生长,层错数量也随之增加.分析了相邻滑移面上的位错之间相互作用形成孪晶的微观过程.材料内部形成大量堆积层错及孪晶后,较大孪晶的密排面上的原子也会发生滑移,形成孪晶内部的层错结构以释放残余应力.     

理想的胰岛素晶体

在自然界或实验室内 ,“理想化”总是一个难以实现的概念 .但最近美国休斯顿大学的P .Vekilov教授及其同事们发现 ,他们常常可以将胰岛素晶体生长成理想的晶体形式 .他们让胰岛素蛋白质在一个已有的胰岛素晶体的螺旋位错缺陷处进行生长 ,蛋白质将绕着这个缺陷发生晶化并形成一个理想晶状胰岛素 .这是因为螺旋位错常常使晶层间产生一个微小的角度偏差 .对于大多数的晶体来说 ,晶层间的相互作用能促进晶体生长时界面间的配置 ,并导致晶层阶跃发生束缚和形成一个有条纹的晶体 .除此之外 ,在溶液中输入被溶解物质也能引起晶层阶跃的约束 .胰岛…     

高分辨X射线衍射研究杂质对晶体结构完整性的影响

用水溶液生长晶体的方法生长出了不同掺杂的Sr(NO₃)₂晶体.用电子探针研究了杂质在晶体中的分布情况.结果表明,杂质在晶体中存在扇形分凝,其中Ba在{100}扇形区的含量大于{111}扇形区,而Pb的分凝情况相反,在{111}扇形区的含量大于{100}扇形区.用高分辨X射线衍射摇摆曲线技术研究了纯的、掺Ba的和掺Pb的Sr(NO₃)₂晶体的完整性情况,并用X射线衍射动力学理论计算了完整Sr(NO₃ 关键词： 高分辨X射线衍射 杂质 水溶液晶体生长     

沉降对带电胶体粒子结晶过程的影响

采用密度匹配法(重水与水按一定比例混合),以及反射光谱法,研究了重力沉降作用对直径为98 nm的带电胶体粒子结晶过程的影响. 结果表明,重力沉降在晶体生长的初期提高了晶体生长速率,而后期降低了晶体生长速率,这是由于在晶体生长初期,沉降作用可使更多的粒子结合到晶体结构中,而当晶体尺寸进一步增加,其沉降速率也相应地增大,晶相与液相间的摩擦阻力导致一部分颗粒从胶体晶体上脱落. 总的来说,重力沉降在初期加剧了晶体的生长,后期阻碍了晶体的生长. 另外,在微重力环境下形成的胶体晶体比在重力环境下形成的胶体晶体更加完整紧密.     

强流脉冲电子束辐照诱发金属纯镍中的空位簇缺陷

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     

天然金刚石平行{100}的正常生长

利用同步辐射对天然金刚石晶体进行了形貌学研究,在近完事晶体内观察到晶体以平行{100}生长为主的正常生长,而不是前人所常见的平行{111}生长。生长带方向平行于（100）、（100）和（010）、（010）。生长带分布在偏离晶体中心的曲面内。由生长带的分布与形态可以观察到晶体不同晶面的生长速度具有明显差异。     

温度对小角度对称倾斜晶界位错运动影响的晶体相场模拟

采用晶体相场法模拟了纳米尺度下小角度对称倾斜晶界的结构和位错运动,针对弛豫过程和附加外应力过程,观察了晶界上位错运动的位置变化和体系自由能变化,分析了温度对小角度对称倾斜晶界的结构和晶界上位错运动的影响规律.研究表明,弛豫过程中体系温度越低,体系自由能下降速率越大,原子规则排列速率增加,体系自由能达到稳定状态所需的时间越短,晶界达到稳定状态时位错对排列愈发整齐,呈现直线规则排列.外应力作用下,温度越低,晶体位错对首次相遇时间越长,晶体形成单个晶粒时间越长,位错对首次相遇到晶体内位错对完全消失过程时间越长;随着温度的降低,体系自由能出现多段上升下降,位错对反应也愈加复杂,趋向于逐对抵消.     

强流脉冲电子束作用下金属锆的微观结构与应力状态

利用强流脉冲电子束 (HCPEB) 技术对金属纯锆进行表面处理, 采用X射线衍射, 扫描电子显微镜及透射电子显微镜详细分析了辐照诱发的表层微观结构和缺陷. X射线分析结果表明, HCPEB辐照后在材料表层诱发幅值为GPa量级的压应力, 并形成{0002}, {1012}, {1120}及{1013}织构. 表层微观结构观察表明, 与其他金属材料不同, HCPEB辐照在材料表层诱发的熔坑数量极少, 多次轰击甚至几乎没有表面熔坑的形成. 此外, 在快速的加热和冷却状态下, 在表面熔化层形成大量的超细晶粒结构, 同时诱发马氏体相变和强烈的塑性变形. 1次HCPEB辐照后表层内形成的变形微结构以位错为主, 孪晶数量较少; 5 次辐照样品的位错密度迅速增高, 孪晶数量也显著增加; 10次辐照后样品中的变形微结构以变形孪晶为主, 且出现二次孪晶现象. 表层晶粒内部变形的晶体学特征不仅决定了表层的织构演化行为, 而且还起到细化晶粒的作用, 为纯锆及锆合金表面强化提供了一条有效的途径. 关键词： 强流脉冲电子束 纯锆 微观结构 应力状态     

银基带再结晶织构的EBSD分析

本文采用EBSD(电子背散射衍射)等分析手段对{110}<110>取向的银基带的织构形成机理进行了深入研究,发现了冷轧织构与不同退火温度下再结晶织构间的取向转变关系,研究发现,{110}面附近且非{110}<211>取向的冷轧织构组分,900℃退火可以转变为强的{110}<110>织构.织构转变中有孪晶形成,{110}<110>和{110}<114>取向互为孪晶关系.     

镍铬合金中不全位错的透射电子显微镜观察

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·b_p=±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·b_p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·b_p=±2/3时无衍衬(在层错条纹的较强背景下是亮线),而在g·b_p=±1/3时显示衍衬(暗线)。 关键词：     

刃位错可以作为晶体生长的台阶源吗?

在回答刃位错是否可以作为晶体生长的台阶源的问题之前,有必要简单回顾一下关于晶体生长机制的某些论点. 晶体(确切地说是晶面)要生长,要求在晶面上存在有生长台阶.对于粗糙面(按照晶体生长的现代理论[1-9],此时该晶面的粗糙化相变温度Tr低于晶体生长温度T),这是不成问题的,因为在它上面有着大量可供生长单元结合在其上的生长坐位(扭折位置,或称半晶体位置).而在平坦面(或称奇异面,对于这类晶面Tr>T)上则缺少这样的生长位置.因而一般需要靠二维成核或螺位错的露头点来提供晶体生长的台阶.所以,二维核和螺位错可以充当晶体生长的台阶源. 最…