位错密度梯度结构Cu单晶微柱压缩的三维离散位错动力学模拟
20CrMnTi钢的位错密度及晶体结构
文章编号:1671-5497(2004)01-0031-04 收稿日期:2003201225. 基金项目:“九五”国家科技攻关资助项目(962A22203202). 作者简介:程万军(1963-),男,吉林长春人,讲师,博士研究生.E -mail :wjylover @tom.com 20CrMn Ti 钢的位错密度及晶体结构 程万军1,高占民2,黄良驹2 (11吉林大学材料科学与工程学院,吉林长春 130025;21吉林大学辊锻工艺研究所,吉林长春 130025) 摘 要:采用X 射线衍射法及新的线性分析理论,准确地测量了不同应变量时20CrMn Ti 钢的 位错密度,分析了应变量与位错密度的关系。结果表明:位错密度随变形量的增加而提高,退 火状态时位错密度较低。透射电镜试验证明了20CrMn Ti 退火后的组织为铁素体和珠光体, 晶内位错表态为“曲折”形的位错线,变形后形成胞状结构,同时有孪晶出现。胞状结构的出现 大大提高了钢的强度。关键词:20CrMn Ti 钢;X 射线衍射;位错密度;晶体结构;位错形态中图分类号:TG144 文献标识码:A Determination of dislocation densities and crystal structure on 20CrMnTi steel CHEN G W an 2j un 1,GA O Zhan 2m i n 2,HUA N G L iang 2j u 2 (1.College of M aterial Science and Engineering ,Jilin U niversity ,Changchun 130025,China ;2.Roll Forging Institute ,Jilin U niversity ,Changchun 130025,China ) Abstract :Dislocation densities in 20CrMn Ti steel under different sizes of strain were determined exactly by X 2ray diffraction method and a new profile analysis theory.The relation of strain and dislocation densities was analyzed.The results show that the increase of dislocation density is accompanied by the increase of deformation amount.The dislocation density has lower value when the steel is annealed.TEM tests prove that 20CrMn Ti become ferrite and pearlite after annealing.Intragranular dislocation appears as zigzag dislocation line and comes into being cell structure with the appearance of twin crystals after deformation.Cell structure improves the strength of steel greatly. K ey w ords :20CrMn Ti steel ;X 2ray diffraction ;dislocation densities ;crystal structure ;dislocation mode 自从1934年由Taylor ,PoLanyi 和Orowan 3人几乎同时将位错概念引入晶体中并与晶体的不均匀滑移变形相联系以来,位错理论已成为分析金属材料许多重要行为(特别是力学行为)的理论依据。虽然实际金属中位错非均匀分布,且强化常常取决于位错的局部交互作用,但仍以平均位错密度来表征对基体的强化作用,故准确测量具体金属中的位错密度有实用意义。本研究采用X 射线衍射法和新的线形分析理论[1～5],测定了不同变形条件下的位错密度,并分析了影响位错密度的因素。为了深入研究冷塑性变形的强化机制,利用透射电子显微镜对其晶体结构和位错组态进行了研究[6～8]。 第34卷 第1期 吉林大学学报(工学版) Vol.34 No.12004年1月Journal of Jilin University (Engineering and Technology Edition ) Jan.2004
分子动力学仿真
7.3纳米切削中各种工艺参数的影响 这一领域的无论是实验研究还是分子动力学模拟研究都已经相当受限。一些参数，即是，前角，刃口半径和切削深度的影响下分子动力学模拟的结果介绍如下。 7.3.1前角的影响 (a) 负前角在加工中很少使用大的负前角（＞—15°），大的负前角总是存在磨削过程中,Hahn引入的磨削里的摩擦颗粒假说是根据一些磨粒可以仅仅摩擦工作表面从而在后刀面上产生高的摩擦力，但刀具前刀面没有切削力，而其他磨粒会参与切屑形成过程。根据Hahn理论，如果在微尺度上磨削过程类似于铣削，应该没有理由认为磨削的力比与切削不同。然而，在用正前角刀具的金属切削中，推力通常大约是切削的一半，而在磨削过程中的推力是切削力的两倍。因此，研究用较大的负前角刀具加工过程极大地方便了模拟磨削过程。图8a至f显示铜的纳米切削分子动力学模拟。采用极其尖锐的，无限坚硬的刀具并变换不同的负前角（从0至-75°）。该图中显示出初始的刀具和采用不同前角的刀具在工件上移动一定的距离后被加工材料的变化。刀具尖端的塑性变形能被看见。还可见有：切屑长度减少（或切屑厚度的增加），增加在越来越大的负前角下表面下的变形的程度耕犁作用增加。此外，在加工材料中产生位错，加工表面的弹性恢复可以看出。当前角改变至负值时，剪切带被发现朝向工作材料旋转，由于工作材料合力矢量的旋转剪切角下降。 图9a和b显示随前角的变化每单位宽度的切削力和推力的变化以及推力与切削力的比。图9b所示，Crawford和Merchant。Kita等给出传统切削中的各个不同前角结果。Komanduri也是一致的结果。由图9a可见，当前角从+10°朝向负前角减少时，推力迅速增加达到一75°的推力。切削力也有增加的趋势。但变化较慢。当前角变化至大的负前角时推力与切削力的比率也在增加。在前角为10°时，推力为0.6倍切削力。当前角改变至大的负前角时这个比率增加，例如，在—75°角时，它是2.4。除了在非常大的负前角时，分子动力学模拟结果比传统实验结果低，显示看来该结果是合理的。甚至这种差异可以归因于传统实验中在大的负前角刀具的磨损。然而在分子动力学模拟不包含刀具磨损的影响。Marshall 和Shaw发现了平均磨削系数，是切削力与磨削推力的比为0.47（或推力和切削力的比值2.12），这里采用碳化硅砂轮。基于比较所有这些值，超精密磨削（UPG）和高负前角的刀具纳米切削看来是有相似的。磨削中的切削前角在一60°附近。
14.位错密度
()四位错密度 应用一些物理的和化学的实验方法可以将晶体中的位错显示出来 1. 如用浸蚀法可得到位错腐蚀坑，由于位错附近的能量较高，所以位错在晶体表面露头的地方最容易受到腐蚀，从而产生蚀坑。位错腐蚀坑与位错是一一对应的。 2. 此外用电子显微镜可以直接观察金属薄膜中的位错组态及分布 3. 还可以用X 射线衍射等方法间接的检查位错的存在 位错的形态特点： ● 由于位错是已滑移区和未滑移区的边界，所以位错线不能中止在品体内部，而只能中止在晶体的表面或晶界上。 ● 在品体内部，位错线一定是封闭的，或者自身封闭成一个位错圈，或者构成三维位错网 图1.42是晶体中三维位错网络示意图 图1.43是晶体中位错的实际照片 位错密度的概念: ● 在实际晶体中，经常会含有大量的位错，通常把单位体积中所包含的位错线的总长度称为位错密度即V L =ρ。式中，V 是晶体体积，L 为该晶体中位错线的总长度，ρ的单位为2-m 。 ● 位错密度的另一个定义是：穿过单位截面积的位错线数目，单位也是2-m 。 位错密度有多大
一般在经过充分退火的多晶体金属中，位错密度达2121010~10-m ，而经过剧烈冷塑性变形的金属，其位错密度高达2161510~10-m ，即在31cm 的金属内，含有千百万公里长的位错线。 金属材料的强度和位错密度之间的关系： 1. 不含位错的金属强度： ? 如果金属中不含位错，那么它将有极高的强度，目前采用一些特殊方法 已经能制造出几乎不含位错的结构完整的小晶体—直径约为 m μ2~05.0、长度为mm 10~2的晶须，其变形抗力很高 ? 例如直径m μ6.1的铁晶须，其抗拉强度竟高达213400m MN ，而工业上应用的退火纯铁，抗拉强度则低于2300m MN ，两者相差40多倍。 ? 不含位错的晶须，不易塑性变形，因而强度很高，而工业纯铁中含有位 错，易于塑性变形，所以强度很低。 2. 如果采用冷塑性变形等方法使金属中的位错大大提高，则金属的强度也可以 随之提高。 3. 金属强度与位错密度之间的关系如图1.44所示。图中位错密度m ρ处，晶体的 抗拉强度最小，相当于退火状态下的晶体强度，当经过加工变形后，位错密度增加，由于位错之间的相互作用和制约，晶体的强度便又上升。
位错期末考试(2)报告
一、解释概念（3×5=15分） 1.空位：晶格中某格点上的原子空缺了，则称为空位，这是晶体中最重要的点缺陷。脱位原子有可能挤入格点的间隙位置， 形成间隙原子。 2.刃型位错：有一多余半原子面，好象一把刀插入晶体中，使半原子面上下两部分晶体之间产生了原子错排，称为刃型位 错。其半原子面与滑移面的交线为刃型位错线。。 3.螺型位错：晶体沿某条线发生上下两部分或左右两部分错排，在位错线附近两部分原子是按螺旋形排列的，所以把这种 位错称为螺型位错。 4.攀移：刃型位错在垂直于滑移面方向的运动称作攀移。通常把多余半原子面向上运动称为正攀移，向下运动称为负攀移。 攀移可视为半原子面的伸长或缩短，可通过物质迁移即空位或原子扩散来实现。 5.割阶：一个运动的位错线特别是在受到阻碍的情况下，有可能通过其中一部分线段首先进行滑移。若该曲折线段垂直于 位错的滑移面时，称为割阶 6.层错：实际晶体结构中，密排面的正常堆垛顺序遭到破坏和错排，称为堆垛层错，简称层错。 7.晶界：属于同一固相但位向不同的晶粒之间的界面称为晶界。 8.扭折：一个运动的位错线特别是在受到阻碍的情况下，有可能通过其中一部分线段首先进行滑移。若由此形成的曲折在 位错的滑移面上时，称为扭折。 9.柏氏矢量：用来表征位错特征，揭示位错本质的物理量。其大小表示位错的强度，方向及与位错线的关系表示位错的正 负及类型。 10.扩展位错：通常把一个全位错分解成两个不全位错，中间夹着一个堆垛层错的位错组态称为扩展位错。
11.科垂尔气团：围绕刃型位错形成的溶质原子聚集物，通常阻碍位错运动，产生固溶强化效果。 12.面角位错：在FCC晶体中形成于两个{111}面的夹角上，由三个不全位错和两个层错构成的不能运动的位错组态。 二、填空（1×15＝15分） 1.螺位错的滑移矢量与位错线________，凡是包含位错线的平面都可以作为它的滑移面。但实际上，滑移通常是在那些 原子________面上进行。 2.两柏氏矢量相互垂直的刃型与螺型位错相交，会在刃型位错上形成________，在螺型位错上形成________。 3.柏氏矢量的大小，即位错强度。同一晶体中，柏氏矢量愈大，表明该位错导致的点阵畸变________，它所处的能量也 ________。由P—N力公式可知，使位错移动的临界切应力随a/b增加而________，所以滑移通常发生在________面的________方向上。 4.两柏氏矢量相互平行的刃型位错交割，会分别在两刃型位错上形成________，而两柏氏矢量相互垂直的刃型位错交割， 会在其中的一个刃型位错上形成________。 5.面心立方、体心立方和密排六方晶体的堆垛形式分别为沿(110)密排面的________、沿滑移面的________、沿 (0001)密排面的________。 6.在实际晶体中，从任一原子出发，围绕位错以一定的步数作一闭合回路，称为________；在完整晶体中按同样的方向 和步数作相同的回路，该回路________，由________点到________点引一矢量，使该回路闭合，这个矢量称为实际晶体中的柏氏矢量。 7.面心立方晶体的密排方向为________，其单位位错的柏氏矢量为________；体心立方晶体密排方向为________，单位 位错柏氏矢量为________。密排六方晶体的密排方向为________，单位位错为________。
材料科学基础复习资料整理
一.名词解释 塑性韧性强度弹性比功分子键（空间）点阵固溶体间隙固溶体固溶强化位错多晶体单晶体反应扩散柯肯达尔效应二次结晶共晶转变包晶转变共析转变铁素体（非）均匀形核结构起伏成分过冷过冷度加工硬化再结晶淬透性（过）时效回火脆性调幅分解 二. 需掌握的知识点 1. 延性断裂和脆性断裂的区分标准—断裂前有无明显塑性变形。 2. 原子核外电子分布规律遵循的三个原则。 3. 金属键、离子键、共价键、分子键的特点。 4. 混合键比例计算与电负性差的关系。 5. fcc、bcc、hcp的常见金属、一个晶胞内原子数、配位数、致密度、常见滑移系等。 6. 固态合金相分为两大类：固溶体（间隙固溶体与置换固溶体）和中间相（区别点）。 7.影响固溶体溶解度的因素。 8.间隙相和间隙化合物的区别。 9. 晶体缺陷几何特征分类-点、线、面缺陷。 10. 点缺陷的种类及其区别（肖脱基缺陷和弗兰克尔缺陷）。 11.获得过饱和点缺陷的方法及原因。 12. 各类位错运动方向与柏氏矢量、切应力、位错线的位向关系。 13. 位错的主要运动方式；常温下金属塑性变形的方式。 14. 位错的增殖机制：F-R位错增殖机制、双交滑移增殖机制的主要内容。 15.说明柏氏矢量的确定方法。掌握利用柏氏矢量和位错线的位向关系来判断位错类型。 16.两根平行的螺型位错相遇时的相互作用情况。 17.刃型位错和螺型位错的不同点。 18. 大小角度晶界的位向差、常见类型、模型描述、能量等。 19. 扩散第一定律、第二定律的数学表达式及其字母的物理含义。 20. 体扩散的主要机制、适用对象、扩散激活能大小等；短路扩散等；反应扩散与原子扩散；多晶材料的三种扩散途径—晶内、晶界、表面扩散。 21.柯肯达尔效应的含义及说明的问题（重要意义）。 22. 上坡扩散：物质由低浓度→高浓度，说明扩散的真正原因是化学势梯度而非浓度梯度。 23. 反应扩散定义、特点、扩散层增厚速度的决定因素。 24. 影响扩散的主要因素简述及分别叙述。 25. 压力加工合金、铸造合金应选取何种成分的合金及原因。 26. 铁碳合金分类：三大类、七小类。 27.亚、共、过共析钢的室温平衡组织组成、相组成及运用杠杆定律求相对含量。 28.结晶相变的热力学、动力学、能量及结构条件。 29.纯金属凝固时，正、负温度梯度与晶体生长形态的关系；实际合金凝固过程中生长形态 与成分过冷的关系。 30. 结晶的两个过程—晶核形成、晶核长大；纯金属结晶的三个必要条件—过冷、能量起伏 （△G*=1/3Aσ的意义）、结构起伏。 31. 液固界面结构与晶体生长机制（微观生长方式）的对应关系。 32. 凝固速度对枝晶偏析的影响。
砷化镓单晶位错密度的测量方法
《砷化镓单晶位错密度的测量方法》 标准编制说明 1. 工作简况 根据中国有色金属协会字XXXX第XXX号文，由有研光电新材料有限责任公司负责对自2003开始实施的国家标准 GB 8760 - 2003 《砷化镓单晶位错密度的测量方法》进行修订。修订工作从2016年10月起至2018年11月止，完成标准送审稿, 文稿修订人赵敬平、王彤涵、赵素晓、许兴、许所成。 原标准中对测试方法的适用范围、测量仪器、测量过程和计算方法的规定仍然适合于现在的实际应用情况。标准修改的内容主要是在制样过程中引进了研磨机、化学抛光液配比做了修正、腐蚀过程稍作变动，增加了用带数码成像的显微镜测量平均位错的方法。 2. 应用情况 本标准规定的测量方法是测量砷化镓单晶材料位错密度的典型测量方法，所使用的仪器设备成本不高，测量精度能满足绝大多数应用需求，本行业内各单位测量位错密度均采用相同或相似测量方法。近年来相关的改进主要是在仪器方面，主要就是在观测显微镜中加入计算机数码成像系统，使位错腐蚀坑的统计计算和图象记录更方便快捷。 3. 主要修改内容 依据 GB/T1.1-2009 标准化工作导则所确定的规则,在“前言”中，加入了本标准的主要修订内容，使文本更简明，条理更清晰。 修改的条款有： 原4.2条中只讲述了用手工研磨试样，在实际工作中可以用研磨机研磨试样，本标准增加了研磨机研磨试样的过程。 原4.3条款中规定H 2SO 4 ：H 2 O 2 ：H 2 O=3：1：1（体积比），但在实际工作中发 现H 2SO 4 ：H 2 O 2 ：H 2 O=2：1：1（体积比）能缩短抛光时间，且减少硫酸的排放。原4.4条款中“待熔化并澄清后（约400℃）”，在实际工作中，要准确测量 并且稳定控制坩埚内的温度比较困难，也将导致设备复杂程度和测量成本的大幅度提高,且只要熔化的氢氧化钾呈现澄清状态，选择适当的腐蚀时间，都能得到清晰的腐蚀坑，故不再对温度做限制。 原条款5和条款6中，未提及带数码成像的显微镜，在本次修订中做了补充。 修改后标准的主要技术水平与原标准相当。 4. 国外情况 制定原标准时参考了国外标准《ASTM F47》，这项标准主要是有关硅晶体材料的测量标准。现在已制定了针对砷化镓晶体材料的标准《ASTM F1404-92（2007）》，此项标准中与本标准相应的内容基本一致。 5. 建议 建议将此项标准作为推荐性国家标准。
位错密度的测定
光伏检测——位错密度的测定 XQ 编写 一、位错密度的测定步骤 1、切割、研磨样品。 2、化学抛光：采用HF:HNO3=1：（3~5)的抛光液。注意反应不要太剧烈，以避免样品氧化。 最好不让晶体表面暴露于空气之中。 3、化学腐蚀：一般HF:CrO3(33%)水溶液=1：1的腐蚀液，此腐蚀液具有择优性，且显示可 靠。 4、在腐蚀液中侵泡10～15min可以全部显露出来。 5、在显微镜下观看位错的面密度（ND） D N N S S——单晶截面积；N——穿过截面积S的位错线。 金相显微镜视场面积的大小需依据晶体中位错密度的大小来选定。一般位错密度大时，放大倍数也应大些。国家标准（GB1554-79）中规定：位错密度在104个/cm2以下者，采用1mm2的视场面积；位错密度在104个/cm2以上者，采用0.2 mm2的视场面积。并规定取距边缘2mm的区域内的最大密度作为出厂依据。 二、样品制备 1、根据晶体收尾情况及位错线的长度，在晶体上标明位错片的位置，头部在等径处标明位错片位置。 2、从硅单晶部位取厚度为3mm硅片并编号。 3、硅片用金刚砂研磨只无刀痕、无滑道，并清洗干净（金刚砂粒度不大于28μm）。 4、进行化学抛光，待硅片与抛光液反应产生的氮氧化物黄色烟雾快尽时，用大量离子交换水冲洗干净，重复上述操作，直到样品光亮至镜面。要求抛光面无划道、无浅坑、无氧化、无沟槽等。 抛光液配比：HF:HNO3=1：（3~5)（体积比） HF纯度：化学纯HNO3纯度：化学纯 三、（100）缺陷显示 将样品待测面向下放入腐蚀槽中，倒入足量的Shimmel腐蚀液进行腐蚀，使液面高出样品1cm，腐蚀时间为10～15min。 Shimmel腐蚀液配比：HF:铬酸溶液=2：1（体积比）使用前配置 铬酸溶液配置：称取75g CrO3放入1000mL容量瓶中，用水完全溶解后（需搅拌），在用水稀释至刻度，摇匀。 HF纯度：化学纯CrO3纯度：化学纯 四、缺陷显示 1、在无光泽黑色背景下的平行光照射下，用肉眼观察样品缺陷的宏观分布。 2、在显微镜下根据缺陷的微观特征判断缺陷的性质。若观察到有位错存在，则必须计算其密度。 五、三氧化铬简介 三氧化铬，分子量100.01g/mol，红色晶体，易潮解，强氧化剂。高毒性，致癌性。 呼吸系统防护：可能接触其粉尘时，应该佩戴自吸过滤式防尘口罩。必要时，佩戴自给式呼吸器。 手防护：戴橡胶手套 急救措施：皮肤接触：脱去被污染的衣着，用肥皂水和清水彻底冲洗皮肤；眼睛接触：提起
国家标准《低位错密度锗单晶片腐蚀坑密度(EPD)的测量方法》
国家标准《低位错密度锗单晶片腐蚀坑密度（EPD）的测量方法》 （征求意见稿）编制说明 一、工作简况 1.立项目的和意义 半导体低位错密度锗单晶片是微电子和光电子的基础材料，广泛应用于太阳能电池、大功率晶体管、发光二极管、红外光学器件和探测器，使得其成为光电探测产业、卫星电池和卫星定位系统（GPS）及现代国防建设的基础材料，并能带动和促进下一代半导体材料的加速发展，成为发达国家与重大的发展中国家都非常重视的战略性基础材料产业。 国内低位错密度锗单晶主要生产厂家云南中科鑫圆晶体材料有限公司、南京中锗科技股份有限公司、天津电子46所、北京通美晶体材料有限公司等，如果太阳能电池用锗单晶片的位错密度过高或不均匀，将严重影响太阳能电池光电转换效率和寿命，国内外太阳能电池客户均要求锗单晶片位错密度小于1000个/cm2。而GB/T 5252-2006《锗单晶位错腐蚀坑密度测量方法》主要应用于直拉法生产的红外锗单晶，其主要适用的位错密度约5000个/cm2-100000个/cm2。本标准规定的方法有利于提高测量低位错密度锗单晶片腐蚀坑密度的精密度和均匀性，便于材料生产、使用厂家的测试。 2.任务来源 根据《国家标准委关于下达2014年第二批国家标准制修订计划的通知》（国标委综合[2014]89号）的要求，由云南中科鑫圆晶体材料有限公司等单位负责起草、编制《低位错密度锗单晶片腐蚀坑密度（EPD）的测量方法》，计划编号20141872-T-469，要求完成时间2015年。 3.标准主编单位简况 云南中科鑫圆晶体材料有限公司是一家专业从事高效率太阳能电池用锗单晶、砷化镓单晶等半导体晶体材料产品研发、生产、销售的高科技企业。为充分发挥中国科学院半导体所在半导体晶体材料研究开发领域的优势及云南临沧鑫圆锗业股份有限公司的资源优势和产业化生产经验优势，满足国内外太阳能、LED产业的高速发展，于2008年6月在昆明高新区共同设立“云南中科鑫圆晶体材料有限公司”（以下简称“中科鑫圆”）。 中科鑫圆公司研究掌握了VGF单晶炉设计、制造及单晶生长热场设计、单晶生长工艺和开盒即用晶片加工工艺等核心产业化生产技术。生产的锗单晶片被国内外客户广泛应用于航空航天太阳能电池和地面聚光光伏电站等高科技领域，填补了国内空白，达到国际先进水平。中科鑫圆公司先后承担了昆明市重大科技项目、云南省重点科技项目和国家科技支撑计划等多项重大科技项目，主持起草了《太阳能电池用锗单晶》、《太阳能电池用砷化
11.线缺陷、刃型位错
二，线缺陷 线缺陷和位错的概念： 晶体中的线缺陷就是各种类型的位错，它是在晶体某处有一列或若千列原子发生了有规律的错排现象，使长度达几百至几万个原子问距、宽约几个原子间距范围内的原子离开其平衡位置，发生了有规律的错动。 虽然位错有多种类型但其中最简单最基本的类型有两种： 一种是刃型位错，另一种是螺型位错。 位错是一种极为重要的晶体缺陷 它对于金属的强度、断裂和塑性变形等起着决定性的作用 这里主要介绍位错的基本类型和一些基本概念，关于位错的运动、位错的增殖和交割等内容将在第六章中讲述 ()一刃型位错 刃型位错的模型如图1-3所示 1.设有一简单立方晶体，某一原子面在品体内部中断，这个原子平面中断处的边缘就 是一个刃型位错， 2.犹如用一把锋利的钢刀将晶体上半部分切开，沿切口硬插入一额外半原子面一样 3.将刃口处的原子列称之为刃型位错线 刃型位错有正负之分 若额外半原子面位于晶体的上半部，则此处的位错线称为正刃型位错，以符号"丄"表示。反之，若额外半原子面位于晶体的下半部，则称为负刃型位错，以符号"丁"表示。实际上，这种正负之分并无本质上的区别，只是为了表示两者的相对位，便于以后讨论而已。刃型位错的形成原因分析：
1.事实上，晶体中的位错并不是由于外加额外半原子而造成的，它的形成可能由于多 种原因。 2.例如晶体在塑性变形时，由于局部区域的晶体发生滑移即可形成位错，如图1-35所 示。 局部区域的品体发生滑移即可形成位错如图1.35所示 设想在晶体右上角施加一切应力，促使右上部晶体中的原子沿着滑移面ABCD自右至左移动一个原子间距，由于此吋晶体左上角的原子尚未滑移，于是在晶体内部就出现了已滑移区和未滑移区的边界，在边界附近，原子排列的规则性遭到了破坏，此边界线EF 就相当于图1.33中额外半原子面的边缘，其结构恰好是一个正刃型位错。 因此可以把位错理解为品体中已滑移区和未滑移区的边界 从图1.34b可以看出在位错线周围一个有限区域内 1.原子离开了原来的平衡位置即发生了晶格畸变 2.并且在额外半原子面左右两边的畸变是对称的 3.就好像通过额外半原子面对周围原子施加一弹性应力，这些原子就产生一定的弹性 应变一样 4.所以可以把位错线周围的晶格畸变区看成是存在着一个弹性应力场 5.就正刃型位错而言，滑移面上边的原子显得拥挤，原子间距变小，晶格受到压应力； 晶格下边的原子则显得稀疏，原子间距变大，晶格受到拉应力，而在滑移面上，晶格受到的是切应力。 刃型位错不同位置畸变程度： 在位错中心，即额外半原子面的边缘处，晶格畸变最大，随着距位错中心距离的增加，畸变程度逐渐减小。
钢中位错密度分析
位错密度分析 一．位错密度对管线钢性能的影响 管线钢的强化方式主要包括晶界强化、固溶强化、沉淀析出强化、位错强化等，其综合强化效果可用Hall-Petch 公式的修正式表示[1]： 1/20s sh ph dh th kd σσσσσσ-=+++++ 其中：σs 为管线钢的屈服强度； σ0为原铁素体强度； σsh 为固溶强化产生的强度； σph 为由沉淀强化产生的强度； σdh 为由位错强化产生的强度； σth 为由织构强化产生的强度； d 为晶粒尺寸。 图1为管线钢强化方式示意图。从图中可以看出对于高钢级管线钢，通过增加位错密度来提高强度已经成为了管线钢强化的重要方式。 图1 管线钢的强化方式[1]
图2 高钢级管线钢TEM照片[2] 通过透射电镜对X70、X80以及X100管线钢的位错形态进行观察, 三个级别管线钢的位错形态有较大差异。 X70钢位错密度最低(见图2( a)和图2 ( b) ) ; X80钢位错密度较高, 未见亚结构的趋势(见图2( c)和图2( d) ) ; X100 钢的位错缠结在一起, 形成了较明显的胞状结构(见图2( e)和图2( f) )。TEM 照片中, 铁素体组织较明亮, 位错密度较低, 而贝氏体组织位错密度较高, 颜色更深。图2( e)显示的是一个厚度约为200 nm的贝氏体板条,其周围有较多的位错缠结。图2( f)中, 在X100级管线钢中形成了位错胞, 强烈地钉扎着晶界, 同时这种胞状结构可以看成是对晶粒的进一步细化[2]。 图3 金属强度与位错密度之间的关系 从图3中可以看出位错密度对金属强度的影响。可见，仅仅是在位错密度增加的初期， 金属的实际强度下降；位错密度继续增大，则金属晶体的强度又上升。这是因为位错密度继 续增加时，位错之间会产生相互作用：1）应力场引起的阻力，如位错塞积，当大量位错从 一个位错源中产生并且在某个强障碍（晶界、析出物等）面前停止的时候就构成了位错的塞 积；2）位错交截所产生的阻力；3）形成割阶引起的阻力（两个不平行柏氏矢量的位错在交 截过程中在一位错上产生短位错）；4）割阶运动引起的阻力。 研究表明，金属的塑性变形抗力的增加与位错密度之间有如下关系：
InP晶片位错密度分布测量
加工、测量与设备 Processing,Measurement and Equipment InP晶片位错密度分布测量 潘 静1,杨瑞霞2,骆新江3,李晓岚2,杨 帆2,孙聂枫1 (1.中国电子科技集团公司第十三研究所,石家庄 050051;2.河北工业大学 信息工程学院,天津 300130;3.杭州电子科技大学天线与微波技术研究所,杭州 301108) 摘要:采用国际通用的方法,测定了不同类型的用高压LEC法生长的InP单晶样品的整片位错分布,直观显示位错密度在晶片上的分布情况,分析了EPD分布结果和原因,说明单晶生长工艺和掺杂剂等因素对其产生影响。从数值看,一般掺S的材料位错密度较低,随着掺杂浓度的增加位错密度明显降低,晶片的均匀性也越好。掺Fe的材料位错密度一般,但随着掺杂量的增大位错密度升高,晶片的位错分布也不均匀。非掺杂材料的位错一般较多,但均匀性较好。通过工艺改进可以明显降低位错,为今后进一步开展晶体完整性研究、改进工艺、提高单晶质量打下了良好的基础。 关键词:磷化铟(InP);晶体;位错密度(EPD);LEC法;热应力 中图分类号:TN304.23 文献标识码:A 文章编号:1671-4776(2011)03-0199-04 Distribution Measurement of EPD on InP Single Crystal Wafers Pan Jing1,Yang Ruixia2,Luo Xinjiang3,Li Xiaolan2,Yang Fan2,Sun Niefeng1 (1.13th Research Institute,CE TC,Shi jiaz huang050051,China;2.College o f I n f ormation Engineering, Hebei University of T echnology,T ianj in300130,China;3.I nstitute o f Antenna and Microw aves Technology, Hangz hou Dianz i University,H angzhou301108,China) A bstract:U sing the g enerally internatio nal metho d,the distribution of EPD on different kinds of InP single crystal w afe rs g row n by H P-LEC technique w ere measured,and the dislocation densi-ty distribution w as clearly revealed.The causes and the results o f the EPD distributio n w ere ana-ly zed.The analysis results show that the EPD distribution is influenced by the process conditio ns and the dopants.Based on the numerical value,the EPD o f the S-doped materials is low er gene-rally.The EPD decreases obviously with the increase of the doping concentration and the unifo rmity o f the w afe rs is better.The EPD of the Fe-do ped m aterials is general,but the EPD increases w ith the increase of the doping content,and the dislocation distribution of w afe rs is no nuniform.The dislo catio n o f the undoped materials is m ore,but the uniformity is better. The dislocation is decreased obviously through im pro ving the process,w hich can provide a g ood foundation fo r the further researches and improvement of InP single cry stals. Key words:InP;cry stal;etch pit density(EPD);LEC;therm al stress D OI:10.3969/j.issn.1671-4776.2011.03.013 PACC:7280E;6170N 收稿日期:2010-11-15 基金项目:国家自然基金资助项目(61076004);浙江省公益技术研究工业项目(2010C31118) 通信作者:孙聂枫,E-mail:nfsun@soh u.com
基于位错密度的铝合金塑性损伤模型
基于位错密度的铝合金塑性损伤模型 通过分子动力学方法模拟铝合金拉伸变形行为，得到材料拉伸过程中内部位错密度的变化规律。进而结合基于位错密度的弹塑性本构，在Lemaitre提出的塑性损伤模型基础上，建立了基于位错密度的塑性损伤模型。该模型综合考虑了位错、硬化、应变等诸多因素，有效的反映了金属材料塑性损伤的微观机理。 标签：位错密度；塑性损伤；本构模型；分子动力学 Abstract：The tensile deformation behavior of aluminum alloy was simulated by molecular dynamics method，and the variation of dislocation density in the tensile process was obtained. Combining the elastic-plastic constitutive model based on dislocation density，the plastic damage model based on dislocation density is establish ed on the basis of Lemaitre’s plastic damage model. The model takes into account dislocation，hardening，strain and other factors，and effectively reflects the micro-mechanism of plastic damage of metal materials. Keywords：dislocation density；plastic damage；constitutive model；molecular dynamics 1 概述 损伤力学是一门多学科交叉的学科，它包含了、固体物理学、连续介质力学等学科的观点，旨在研究材料或结构承受外载荷作用下，其内部损伤的产生和发展并导致最终破坏过程中的力学规律。Janson和Hult于1977年首次提出“损伤力学”的说法；随后，法国学者Lemaitre和Chaboche等进一步推动了损伤力学的发展，他们以不可逆热力学为基础，综合连续介质力学，得到了多种损伤模型，损伤力学发展为一门新的学科[1]。 在工程实际中，尤其是材料加工过程中，材料往往会发生塑性变形，而伴随着塑性的发展，材料的损伤也会逐渐增加，最终将导致材料破坏。很多材料方面的研究者都对材料加工过程中的塑性损伤进行了相关探索。Tang等[2]对钣金成型中的各向異性损伤进行了研究。Liang等[3，4]在塑性损伤理论的基础上，研究了延性断裂的产生和发展。Huang等[5]运用塑性损伤理论预测了压力容器的倾斜断裂，并与实验结果进行验证，从而证实了数值预测结果的准确性。塑性损伤研究就是要探明材料塑性变形过程中损伤的产生和发展规律，建立损伤模型，用来探究材料塑性对其力学性能的影响。 本文通过分子动力学方法研究了铝合金拉伸变形行为的微观机理，并建立基于位错密度的塑性损伤模型，为材料强度、疲劳性能的多尺度分析提供理论参考。 2 铝纳米柱拉伸分子动力学模拟
Si 单晶位错密度的测定
Si 单晶位错密度的测定 一、 实验目的 掌握Si 单晶片的位错侵蚀方法和位错密度的计算方法 了解腐蚀Si 单晶位错原理,正确使用金相显微镜, 二、 实验原理 位错是晶体的线缺陷，它标志着晶体结构的完整程度，它对半导体材料的电学性能有很大影响，通常制造器件要求位错密度要低，或是无位错晶体，而且还要求晶体位错分布均匀，位错高低直接影响晶体做器件的质量。 测量单位体积内位错的方法有X 射线法，电子显微镜法和铜缀饰红外投射法等，但这些方法设备昂贵，工艺复杂，所以生产上很少采用。 目前生产上广泛使用的是腐蚀金相法（腐蚀坑法）。它是将样品进行化学腐蚀，然后用金相显微镜测定样品表面上出现的腐蚀坑数目。因为每一腐蚀坑代表与被测表面相交的一条位错线的露头处，所以位错密度是指单位被测表面积上相交的位错线（坑）的个数。 N D = S n （1） N D 为位错密度，单位个数/厘米2 ，n 是位错线的（坑）的个数，S 是面积。 为什么在晶体表面位错露头的地方，经化学腐蚀后会出现腐蚀坑呢？这是因为在位错线的地方，原子排列不规则，存在差应力场，使该处的原子具有较高的能量和较大的应力，当我们用某种化学腐蚀剂腐蚀晶体时，有位错处的腐蚀速度大于完整晶体的腐蚀速度，这样经过一定时间腐蚀后，就会在位错线和样品表面的相交处显示出凹的蚀坑，由于晶体具有各向异性，因此在不同的结晶面腐蚀速度不同，在不同晶面上其蚀坑形状亦不同。如图1所示，在（111）面上经腐蚀出现正三角形腐蚀坑，在（100）面上出现正四边形腐蚀坑，在（110）面上为矩形腐蚀坑。 图2.1－1位错蚀坑的形状
用金相显微镜观测位错密度是一种近似的方法，因为位错在晶体中的分布是不规则的，有些位错并不一定在被观测的面形成蚀坑，有些位错非常临近，几个临近的位错只形成一个蚀坑，所以蚀坑与位错并不是一 一对应的，它只能近似地反应出晶体中的位错密度大小。 三、实验仪器和化学药品 金相显微镜、天平、塑料烧杯、镊子、量桶、硝酸、氢氟酸，自配铬酸溶液、乙醇等。 四、实验步骤 1位错腐蚀前准备工作 在显示位错之前，应将晶体表面用金刚砂研磨，研磨后的表面应进行化学抛光，以便除去由机械研磨形成的表面破坏层对位错显示的严重影响，Si 用单晶用HF ：HNO 3＝1：3（体积比），腐蚀时间2－3mins 2腐蚀位错 称取5gC r O 3溶于10ml 水中，制成铬酸溶液，按HF ：铬酸溶液＝1：1的配比，配制成腐蚀液，HF 和铬酸各取10ml 倒入塑料烧杯中，然后将样品放入，在温室腐蚀10－30mins （10mins 可观察层错，20mins 可观察位错）腐蚀过程中要求样品不能露出水面，腐蚀完用大量水冲至中性，用乙醇脱水，烘干待用，在化学腐蚀操作时，要牢记操作要点，即要两准一快，配比要准，时间要准，脱酸要快。 3.错密度观测与计算 （1） 视场面积测定 将每格为0.0 1mm 精度的标准计量板放在显微镜的载物台上，从显微镜中测出视场面积的直径D ，然根据公式（2）计算出视场面积S S = πr 2 = 41πD 2 （2） （2）位错密度观测 将样品放在显微镜的载舞台上，观测5个视场，然后对每个视场所观测到的位错数目取其平均值。 （3） 计标位错密度 位错密度＝视场面积 视场个数各视场内位错的总数
金属位错理论
金属位错理论 位错的概念最早是在研究晶体滑移过程时提出来的。当金属晶体受力发生塑性变形时，一般是通过滑移过程进行的，即晶体中相邻两部分在切应力作用下沿着一定的晶面晶向相对滑动，滑移的结果在晶体表面上出现明显的滑移痕迹——滑移线。为了解释此现象，根据刚性相对滑动模型，对晶体的理论抗剪强度进行了理论计算，所估算出的使完整晶体产生塑性变形所需的临界切应力约等于G/30，其中G为切变模量。但是，由实验测得的实际晶体的屈服强度要比这个理论值低3~4数量级。为解释这个差异，1934年，Taylor，Orowan和Polanyi 几乎同时提出了晶体中位错的概念，他们认为：晶体实际滑移过程并不是滑移面两边的所有原子都同时做刚性滑动，而是通过在晶体存在着的称为位错的线缺陷来进行的，位错再较低应力的作用下就能开始移动，使滑移区逐渐扩大，直至整个滑移面上的原子都先后发生相对滑移。按照这一模型进行理论计算，其理论屈服强度比较接近于实验值。在此基础上，位错理论也有了很大发展，直至20世纪50年代后，随着电子显微镜分析技术的发展，位错模型才为实验所证实，位错理论也有了进一步的发展。目前，位错理论不仅成为研究晶体力学性能的基础理论，而且还广泛地被用来研究固态相变，晶体的光、电、声、磁和热学性，以及催化和表面性质等。 一、位错的基本类型和特征 位错指晶体中某处一列或若干列原子有规律的错排，是晶体原子排列的一种特殊组态。从位错的几何结构来看，可将他们分为两种基本类型，即刃型位错和螺型位错。 1、刃型位错 刃型位错的结构如图1.1所示。设含位错的晶体为简单立方晶体，晶体在大于屈服值的切应力 作用下，以ABCD面为滑移面发生滑移。多余的半排原子面EFGH犹如一把刀的刀刃插入晶体中，使ABCD 面上下两部分晶体之间产生了原子错排，故称“刃型位错”。晶体已滑移部分和未滑移部分的交线EF就称作刃型位错线。
位错应用举例
9、位错应用举例 1、加工硬化 材料经过冷加工变形后，强度（硬度）显著提高，而塑性则很快下降，即产生了加工硬化现象。 （1） 单晶体的加工硬化曲线 金属的加工硬化特性可以从其应力------应变曲线反映出来。图1是金属单晶体的典型应力----应变曲线（加工硬化曲线），其塑性变形是由三个阶段所组成： 第一阶段：当切应力达到晶体的临界分切应力值时，变形就开始进入第Ⅰ阶段， 此阶段接近于直线，其斜率1θ很小（由于,γ τθd d =或ds d σθ=，应力随应变而提高的速率，故称θ为加工硬化速率或加工硬化系数），1θ一般为~G 410-的数量级（G 是材料的切变模量），说明第Ⅰ阶段的应力增加甚小，硬化效应甚小，通常称之为易滑移阶段； 第Ⅱ阶段：其特点是加工硬化十分显著，应力急剧增加，此阶段亦呈直线，但∏θ 远远高于1θ，几乎恒定为~300 G ，第Ⅱ阶段有时称为线性硬化阶段； 第Ⅲ阶段：是加工硬化速率下降区域，Ⅲθ随着应变的增加而不断下降，硬化曲 线呈抛物线状，故称为抛物线型硬化曲线。
上述的三阶段加工硬化曲线是典型的情况，各种晶体的是实际曲线因晶体类型、晶体位向、杂质含量以及试验温度等因素的不同而有所变化，但总的来看其基本特征是一样的，只是各阶段的长短有所不同甚至某一阶段未能出现而已。 下图中举出三种常见晶体结构的金属单晶体的硬化曲线，其中面心立方晶体 θ与面心立方显示出典型的三阶段加工硬化情况；密排六方金属的Ⅰ阶段硬化率 1 金属相近，但密排六方金属单晶体的第Ⅰ阶段通常很长，远远超过其他结构的晶体，以致其第Ⅱ阶段还未充分发展时试样就已经断裂了；高纯度体心立方金属的室温应力---应变曲线也与面心立方金属的曲线相类似，具有加工硬化的三个阶段，但如果含有微量杂质原子，则因杂质与位错交互作用，将产屈服现象并使曲线有所变化。 （2）、加工硬化现象的解释 在硬化曲线的第1阶段，由于晶体中只有一组滑移系发生滑移，在平行的滑移面上移动的位错很少受其它位错的干扰，故可移动相当长的距离并可能到达晶体表面，这样位错源就能不断地增值出新为错，使第1阶段产生较大的应变。显然，此阶段的位错移动和增值所遇到的阻力都是很小的，故加工硬化速率很低， θ值甚小。 1 当变形是以两组或多组滑移系进行时，曲线就进入第Ⅱ阶段，由于滑移系上位错的交互作用，生成了割阶、固定位错等障碍，晶体中位错密度迅速增高，产生塞积群或形成缠结和胞状亚结构，使位错不能越过这些障碍而被限制在一定范