08F钢离子软氮化扩散层中γ’-Fe4（C,N）形态及晶体学取向关系

利用扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)研究了08F钢离子氮碳共渗扩散层中的γ’-Fe4(C,N)相的形态及其晶体学取向关系。结果表明,扩散层中的γ’-Fe4(C,N)相具有针状、片状和带状三种相貌。γ’-Fe4(C,N)相内部又分为层错型和非层错型两种,且含层错的γ’-Fe4(C,N)占多数。另外,γ’-Fe4(C,N)与α-Fe晶体学取向关系符合近似的N-W和K-S关系,即当[1 11]α//[101]γ’或者[100]α//[110]γ’时,则{110}α//{111}γ’+1.6°;当{110}α//{111}γ’,则[1 11]α//[101]γ’+0.9°。     

PZT/NFO/LSMO多层磁电外延薄膜微观结构研究

用脉冲激光沉积法在(110)取向的SrTiO3(STO)单晶衬底上制备了Pb(Zr0.52Ti0.48)O3/NiFe2O4/La0.7Sr0.3MnO3(PZT/NFO/LSMO)磁电复合外延薄膜,并用X射线衍射和透射电镜技术研究了外延薄膜的物相和显微结构。原子力显微镜结果表明PZT、NFO和LSMO薄膜表面均平整,晶粒尺寸分布均匀,表面粗糙度分别为1.8,1.7和0.2 nm。X射线衍射、选区电子衍射和高分辨透射电子显微镜(HRTEM)测试结果均证明各层薄膜沿(110)STO衬底外延生长,其外延关系为(110)PZT//(110)NFO//(110)LSMO//(110)STO和[001]PZT//[001]NFO//[001]LSMO//[001]STO。HRTEM结果显示,NFO/LSMO界面和LSMO/STO界面平整外延性好,无缺陷,而PZT/NFO界面较粗糙;NFO薄膜表面呈锯齿状,锯齿状面为立方NFO的能量最低{111}面,而PZT薄膜表面呈岛状,进一步的显微结构分析认为PZT薄膜为层状-岛状生长模式。     

钛铝合金中的形变诱发γ→DI-α2相变

本文运用高分辨电子显微术研究了TiAl合金中形变诱发的γ→DI-α2相变(本文中DI-表示形变诱发).研究表明,无论是高温变形还是室温变形,形变诱发的γ→DI-α2相变都可在孪晶交截等孪晶受阻的区域内发生.尽管变形条件截然不同,但该相变却未表现出任何差异.高分辨观察表明,DI-α2相与γ基体之间仍然具有典型的取向关系:(001)DI-α2//{111}γ,[11 (2)0]DI-α2//〈110〉γ.相变中,a/6＜11 (2)]Shockley不全位错交替地在{111}γ面上运动使得堆垛顺序由有序的FCT型转变为非平衡的HCP结构,从而实现了结构的变化.X射线EDS成分分析表明,DI-α2相与γ基体的成分完全相同,相变过程中无成分扩散.强烈的应力场是TiAl合金中形变诱发γ→DI-α2相变的主要驱动力,对该相变的发生起主要作用.     

低碳冲压钢板静态再结晶行为的研究

利用背散射电子衍射(EBSD)技术和X射线衍射(XRD)对SPCD冷轧钢板缓慢升温退火工艺下的再结晶取向特征、织构的形成规律及与形变织构的关系进行研究,并与快速加热退火工艺下的IF钢再结晶取向特点进行对比。结果表明:宏观织构显示冷轧态下{111}〈112〉形变织构稳定存在,随后的再结晶过程中γ线上存在{111}〈112〉与{111}〈110〉织构的竞争,其中再结晶初期{111}〈112〉织构占主导,后期{111}〈110〉吞食{112}〈110〉和{001}〈110〉织构进而取代{111}〈112〉作为γ线织构的主导取向;不同取向新晶粒具有不同的再结晶形核地点:{111}〈110〉新晶粒主要在{112}〈110〉和{111}〈112〉形变晶粒的晶界处形核;{111}〈112〉新晶粒主要在相同取向的形变晶粒内形核;而{110}〈001〉新晶粒主要在{111}〈112〉形变晶粒的形变带内形核。     

TiAl合金晶界的计算模拟及原子像对照

对γTiAl{111}〈110〉孪晶的三种界面结构进行了计算模拟并与原子像作了比较.为检验[110]与[011]不等同轴对界面拉伸性能的影响,对{115}〈110〉/{111}〈011〉晶界计算模拟了在拉伸加载下的动力变形.利用纳米晶模型和分子动力学方法研究了该合金中应力诱导γα2相变的历程.     

铜中辐照层错环形成和演化的动态观察和分析

高压电子显微镜的原位技术是研究金属和其他材料中晶体缺陷的一种重要的、有效的方法。本文研究了中温条件下铜中辐照缺陷的形成、演变过程,详细地介绍了所采用的缺陷分析方法。结果表明,层错环在{111}面上,为间隙型;其周界为弗兰克型不全位错,柏氏矢量(?)=a/3 <111>,这种不全位错只能在{111}面上攀移,不能滑移;当层错长到一定大小时,层错面经a/6 <112>型切变发生非层错化反应,层错消失,留下柏氏矢量(?)=a/2 <110>型的全位错。最后文中讨论了非层错化反应过程的能量。     

双相TiAl基合金的室温位错滑移特征

对双相TiAl基Ti 4 8Al 1 5Mn 0 5Si合金的压缩变形组织进行TEM衍衬分析 ,结果表明 ,该合金室温变形组织中 ,无论是等轴γ相还是层片γ相 ,都存在较多的沿两个方向分布的 ( 1 2 )〈110 ]普通位错 ,在有Ti5Si3 相析出的层片γ相中观察到了沿两个方向排列的 [0 11]和 [0 11]超点阵位错     

双相钢中γ相的初期魏氏体生长

本文研究双相钢中γ相在初期阶段的魏氏体生长形貌及魏氏体与铁素体间取向关系。采用透射电子显微镜 (TEM )和会聚束电子衍射 (CBED)的方法进行取向关系的精确测定。当γ相和α相间有接近于K S关系的特殊取向时 ,γ相优先向α相内部突出生长 ,最终导致了魏氏体针的形成。魏氏体针近似沿不变线方向生长 ,但是不严格满足K S关系 ,总有一个微小的偏离角度 (θ[110 ]α)出现。之所以出现这个偏离是两个方面综合作用的结果 :一方面不变线条件为γ相提供了一个容易生长的方向 ,另一方面 (111) γ 和 (110 ) α 面间还应该有良好的原子匹配。…     

奥氏体不锈钢中MnS/γ界面的透射电子显微学与第一性原理计算研究

利用透射电子显微镜研究了316F奥氏体不锈钢中MnS夹杂相与钢基体(简称为γ)的界面,得出MnS与γ之间的一种取向关系为(013)Mns//(111)γ,[100]Mns//[01(-1)]γ.利用第一性原理计算解析了这种界面的原子结构,发现当Fe原子落在MnS的[100]方向上Mn-S键的中间时,界面结构最稳定,其界面能为0.373 J·m-2.计算结果还表明当MnS与γ形成半共格界面时,MnS会产生应变以匹配γ的晶格参数.     

Cu-Cr-Zr合金时效析出相的研究

利用高分辨电子显微镜（HRTEM）及系列欠焦像出射波函数重构技术,探明了在大气环境下,Cu-Cr-Zr合金峰值时效时存在氧化物析出相。研究结果表明：Cu-Cr-Zr合金经950℃×1.5 h固溶处理、450℃时效6 h硬度达峰值;此时样品中除早期的具有花瓣状应变场衬度的共格析出相外,另一类强化相为圆盘状形貌的CuCrO2;该氧化物析出相为三方晶系,空间群为R 3 m（166）,与基体具有特定取向关系：[011]Cu//[010]CuCrO2,（111）Cu//（003）CuCrO2,惯习面为{111}Cu。     

硅(111)晶片外延时图形微畸变的研究

介绍了向{100}和向最近的{110}偏离2～4°的赝(111)晶片外延图形微畸变的研究结果.当参考面为(100)时,图形平行于参考边[112]安排,若晶片向(110)或(001)偏离2～4°,则垂直于参考边的线条明显变宽,当晶片向(011)或(101)偏离2～4°,图形畸变最小.     

[111]方向电场诱导的硅的倍频效应

理论上研究了硅晶体在[111]方向电场的作用下等效二阶极化率张量与C3v点群晶体的二阶极化率张量的形式相同;在此基础上研究了硅的[111]方向电场诱导的倍频效应,可以使入射光垂直{110}面入射,从而研究硅的场致倍频效应随基频光偏振方向的变化.设计了底面为(110)面的半球形硅样品,为从实验上研究[111]方向电场诱导的硅的倍频效应,提出了一种实验方案.     

稀土贝氏体钢贝氏体铁素体-奥氏体原子像

钢中加入微量Ｒｅ ,首先可细化奥氏体晶粒 ,细化显微组织 ;其次 ,有净化、变质作用 ,减少有害气体杂质 ,改善钢的组织性能[1] 。文献[2 ,3 ] 对贝氏体铁素体精细结构进行了仔细的观察 ,但多数涉及它的形貌和表面浮凸。关于贝氏体铁素体与奥氏体的取向关系 ,早期Ｓｍｉｔｈ和Ｍｅｈｌ[4] 提出 :钢中上贝氏体铁素体与奥氏体的取向关系符合Ｎ Ｗ关系 ,即 (111) γ ∥ (0 11) α,[110 ]γ∥[10 0 α]。在下贝氏体中则有Ｋ Ｓ关系 ,即 (111) γ ∥(110 ) α,[110 ]γ∥ [111]α。本文研究了有无稀土元素贝氏体钢的强度和韧性以及通过ＴＥＭ和ＨＲ…     

镁铝锌钇合金微结构的电子显微研究

添加适量稀土元素钇后,镁铝合金高温力学性能会得以改善。本文利用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM),对693 K保温24 h的Mg-9.0wt.%Al-2.2 wt.%Zn-6.1wt.%Y铸态合金样品的微结构进行了研究。实验结果表明,显微组织相组成是基体α-Mg、晶界处γ-Mg17Al12、晶胞内的Al2Y、τ-Mg32(Al,Zn)49及-Al5Mg11Zn4相。确定了-Al5Mg11Zn4相与α-Mg基体间的取向关系是(10 10)α//(106),[51053]α//[010]。     

电子显微镜观察针形α-FeOOH的相变

利用透射电子显微镜观察升温过程中由针形α-FeOOH→α-Fe_2O_3→Fe_4O_3→γ-Fe_2O_3的相变过程。确定存在下述晶体学关系:(100)_(α-FeOOH)∥(0001)_(α-Fe_2O_3)∥(112)_(Fe_3O_4)∥(111)γ_(-Fe_2O_3),〔001〕_(α-FeOOH)∥〔2130〕_(α-Fe_2O_3)∥〔513〕_(Fe_3O_4)∥〔110〕_(γ-Fe_2O_3)。在相变过程中针形单颗颗粒的大小和外形基本不变。分别测定了相变过程各个阶段生成物的针轴方向为: 〔001〕_(α-FeOOH),〔2130〕_(α-Fe_2O_3),〔110〕_(γ-Fe_2O_3)。并分析和讨论了α-FeOOH聚集时的择优取向问题。     

单晶硅中磷离子注入缺陷的HREM研究

单晶硅中磷离子注入的剖面透射电镜(X-TEM)及HREM研究表明:能量为150keV,剂量为1×10~(13)cm~(-2)的磷离子注入后,在未经退火时,单晶硅表面以下1100A处可产生厚度为1000A的非晶层,非晶区与单晶区的边界为粗糙界面.在非晶区两侧,存在着大量不同类型的缺陷:{311}面缺陷和{111}堆垛层错.它们分布在不同的层区内,对于非晶区而言,形成大体对称的分布状态.接近非晶区,{111}堆垛层错密度较大,远离非晶区,{311}面缺陷密度较大,深层的完整晶体中,上述面缺陷的密度均很小.     

分析型透射电子显微术在材料工业中的应用:双相不锈钢断裂韧性的研究

不同的热加工工艺导致双相不锈钢2205(50/50铁素体/奥氏体)产生了不同的断裂韧性,尤其是断裂韧性降至不可接受的低值.本文通过分析透射电子显微镜研究其显微结构,对这种现象提供了解释.尤其是对断裂韧性的急剧变化提出了试验上的观察与分析,获得正确且有效的解决此类问题的方法.β-Cr2N相沿{110}a原子平面析出是导致断裂韧性降低,特别是在低温下的断裂韧性大幅降低的根本原因.因为在韧性至脆性转变温度时形变的机制为位错的移动性,而沿{110}a原子平面析出的β-Cr2N相阻碍了位错的运动,导致α铁索体的脆性,从而使材料整体脆化.材料经1 200℃退火随即空气冷却到室温之后,断裂韧性恢复到正常值,是由β-Cr2N相的溶解所致.α-Fe(Cr)→α-Fe α'-Cr相变(又常称为在475℃失稳分解)导致断裂韧性在低温与室温下都急剧下降是由富铬的铁素体α'-Cr固有的脆性所引起.将材料加热致800℃后随即急冷至室温后,断裂韧性恢复到正常值.这是由于材料经加热将α-Fe α'-Cr相溶解并经急冷而避免了α-Fe(Cr)→α-Fe α'-Cr相变的再发生.本研究中观察到的析出相的尺寸均为纳米量级,只有应用分析透射电子显微镜后才可得以同时获得其形态、化学成分以及晶体学的结果,从而解释断裂韧性变化的根本的原因,并找出解决问题的办法.     

高锰钢马氏体相变的晶体学研究

利用EBSD取向成像技术研究了高锰TRIP/TWIP钢中的马氏体相变特点,鉴别出ε-M和α-M两种马氏体的组织形貌特点,确定出奥氏体和ε-M之间存在{111}γ∥（0002）ε,〈10〉γ∥〈110〉ε,即Shoji-Nishiyama取向关系;ε-M和α-M之间存在（0002）ε∥{110}α,〈110〉ε∥〈11〉α,即Burgers取向关系。奥氏体晶粒中出现了多种α-M变体,各变体间存在广泛的相变孪晶关系,本文还初步分析了惯习面。     

(t-bt)2Ir(acac)超薄层厚度对有机电致发光器件性能的影响

以新型铱配合物黄光磷光染料bis[2-(4-tertbutylphenyl)benzothiazolato-N,C2']iridium(acetylacetonate)[(tbt)2Ir(acac)]为超薄层,制备了结构为indium tin oxide(ITO)/N,N'-bis(naphthalen-1-yl)-N...     

C_(14)LAVES相的层错与畴结构

本工作用高分辨电子显微术,研究了GH135合金中析出的C_(14)Laves相的层错及其有序排列产生的畴结构。该相六角点阵的参数a=0.47,c=0.78nm。象的模拟计算表明,当样品厚度为4nm左右,欠焦量为-40至-70nm时,高分辨象的一个白点对应于结构中的一五角形通道。这时象与结构是直接对应的。图1是Laves相[010]取向的低倍象,字母N、R处分别为(001)层错产生的MgNi_2和MgCu_2结构单元,倾斜和垂直的白箭头分别指示(101)和(100)两种非基面层错。图2左侧是(101)层错的高分辨象,右侧是相应的结构模型,层错区为一条μ相结构单元,C轴同Laves相的C轴成35°角。图3左侧是(100)层错的高倍象,右侧是根据象提出的结