面心立方晶体外延膜沉积生长中失配位错的结构与形成过程
晶体材料位错缺陷的形成原因
晶体材料位错缺陷的形成原因
晶体材料是由原子或分子组成的有序排列的固体材料，而位错缺陷是晶体材料中常见的缺陷形式之一。
位错缺陷的形成原因可以有多种，包括外力作用、晶体生长过程中的不均匀性以及热力学和动力学因素等。
外力作用是引起晶体材料位错缺陷形成的重要原因之一。
当晶体受到外力作用时，晶体内部的原子或分子会发生位移，导致晶体结构的变形和变化。
例如，在金属材料中，当外力作用超过材料的屈服强度时，晶体内部会出现塑性变形，即晶体中原子或分子的位移和滑动，从而形成位错缺陷。
晶体生长过程中的不均匀性也是晶体材料位错缺陷形成的原因之一。
晶体的生长过程是一个动态的过程，其中包括原子或分子的扩散和结晶等过程。
然而，在晶体生长过程中，由于温度、浓度、压力等条件的变化，晶体内部的生长速率可能会有差异，导致晶体内部出现结构不均匀性。
这种结构不均匀性会导致晶体内部的位错形成，从而形成位错缺陷。
热力学和动力学因素也是晶体材料位错缺陷形成的重要原因。
在晶体材料中，原子或分子之间存在着各种相互作用力，包括范德华力、离子键、共价键等。
当晶体材料受到外界条件的改变时，这些相互作用力可能发生变化，导致晶体结构的不稳定性。
在这种情况下，
晶体内部的原子或分子会重新排列，从而形成位错缺陷。
晶体材料位错缺陷的形成原因是多方面的，包括外力作用、晶体生长过程中的不均匀性以及热力学和动力学因素等。
这些原因相互作用，共同影响着晶体材料的结构和性能。
因此，在研究晶体材料位错缺陷时，我们需要综合考虑这些因素，以便更好地理解晶体材料的性质和行为。
《实际晶体中的位错》课件
由简单立方，深化到面心立方、体心立方和密排六方晶体中的位错。
基本概念
1.位错的类型
简单立方：b≡点阵矢量—只有全位错
实际晶体：b > = <点阵矢量 ● b＝点阵矢量整数倍— 全位错
其中b＝点阵矢量——单位位错 ● b≠点阵矢量整数倍——不全位错
其中b <点阵矢量——部分位错
原子堆垛
最紧密堆积方式：1，3，5 或2，4，6 位
12
6
3
54
12
6
3
54
相对第一、二层而言，第三层有两种最紧密的堆积方式
，
AB
第一种：是将球对准第一层的球
12 63
54
12 63
54
12 63
54
六方紧密堆积前视图
A B A B A
每两层一个周期：ABAB… 密排六方结构
第三层对准第一层的 2、4、6 位，即 C 层
面心立方晶体的滑移
如：1 a110 1 a121 1 a211
2
6
6
1 a1 10
2
1 a1 2 1
6
1 a211
6
扩展位错的交滑移
位错的束集
● 当螺型位错分解为扩展位错后，其中的层错区只能在原 滑移面上随两个不全位错移动，不能转移到新的滑移面 上。
● 如果这样的扩展位错在滑动过程中受阻，只有重新合并 为螺型全位错才能进行交滑移。
12 63
54
12 63
54
12 63
54
12 63
54
立方堆积示意图
A C B A C B A
全位错和不全位错
以面心立方晶体为例： ABCABCABC堆垛
位错反应与层错理论课件
位错类型
01
02
03
刃型位错
位错线与滑移面重合，滑 移面上方的一个原子平面 突然中断，形成一个额外 的半原子面。
螺型位错
位错线与滑移面不重合， 位错线周围的原子发生旋 转，形成一个螺旋状的原 子面。
混合型位错
同时具有刃型和螺型特征 的位错。
位错在晶体中的表现
01
02
03
04
位错对晶体的力学性质产生影 响，如硬度、韧性、强度等。
形成层错。
热激活
在高温条件下，原子获得足够的能 量，可以克服周围的势垒，实现晶 体的滑移和层错的产生。
应力集中
当晶体受到外力作用时，应力集中 区域容易出现层错，因为应力集中 区域容易产生滑移不协调的现象。
层错对材料性能的影响
机械性能
层错的存在会降低材料的强度和韧性，因为层错本身是一种晶体 缺陷，容易引发应力集中和裂纹扩展。
在工程领域的应用
结构材料
在建筑、航空航天、船舶等工程领域，位错反应与层错理论 的应用有助于优化结构材料的性能，提高结构的安全性和可 靠性。
机械部件
在机械部件的设计和制造过程中，位错反应与层错理论的应 用有助于预测和防止机械部件的疲劳、断裂等问题，延长机 械部件的使用寿命。
THANKS
感谢观看
陶瓷材料
在陶瓷材料的制备和优化过程中，位 错反应与层错理论有助于揭示陶瓷材 料的脆性和断裂行为，为陶瓷材料的 增韧和强韧化提供理论支持。
在物理学中的应用
晶体结构
位错反应与层错理论在晶体结构 的研究中发挥了重要作用，有助 于理解晶体结构的形成、稳定性 和相变等物理现象。
相变与热力学
位错反应与层错理论在相变和热 力学的研究中提供了微观机制的 解释，有助于理解物质在不同温 度和压力下的性质变化。
晶体中的位错课件
C92 79！！ 2！36
晶体中的位错课件
按照类似的讨论，最后知道真正能构成5个完全独立的滑移系组 的方式共有384种。面心立方能选择5个完全独立的滑移系的方式 如此之多，说明面心立方晶体具有较高延展性的原因。
体心立方金属，当滑移系为(110)<111>时，按上面对面心立方晶 体讨论相同的方法可知，这类滑移中能构成5个完全独立的滑移系 组也共有384种。当滑移系为{112}<111>时，有648种构成五个完全 独立的滑移系组；如果滑移系可在{110}及{112}面之间搭配，则可能 有21252种（其中有一些是应去掉的）。虽然体心立方可构成的五 个独立滑移系组方式如此多，体心方在低温时仍变脆，这种现象 不能用独立滑移系的多少来解释。
同的后所得的总应变t：
t 2 6 0 2 0 2 1 1 2 6 1 2 0 11 0 2 6 1 00 2 1 1 0 1 10 0 12 102
这证明了这三个滑移系并非完全独立。以这三个滑移系为讨论基点， 再在12个滑移系剩余的9个中任取两个组成五个滑移系组，可能的方 式有
能结合的条件是
这称Fra(b n1 k)判2 据(b。2)2(b3)2
从几何看，当b(1)与b(2)的夹角是锐角时，两个位错是相排斥的； 当b(1)与b(2)的夹角是钝角时，两个位错是相吸的。
晶体中的位错课件
面心立方结构中的部分位错
堆垛及堆垛层错
面心立方结构的最密 排面是{111}，面心立 方结构是以{111}最密 排面按一定的次序堆 垛起来的。
设X，Y，U和V表示任意字母，XY/UV表 示从XY矢量中点引向UV矢量中点并延伸 长度为这两点距离两倍的矢量。它相当
XY/UV=XU+YV
FCC晶体外延薄膜中失配位错形成的动力学条件
术对 Ｆ Ｃ金属 铝 外 延 膜 中失 配 位 错 的形 成 进 行 了 Ｃ 研究 ， 到 了在 ５０Ｋ下 长时 间静 态弛 豫 ， 面和 内 得 ０ 表 部结 构完 整 的外 延 膜 在 ９～８ ０原 子 层 厚 度 范 围 内
外延生长晶体与衬底材料之间存在品格失配 ， 外延
薄膜 中将 不可 避免 地产 生失 配应 变 。失配 应变 能 随 薄膜 的厚 度增 加而 成正 比增 加 ， 到一 定膜 厚 时 ， 达 形 成 失 配位错 所 释放 的应变 能将 可抵 消失 配位 错本 身 的形成 能 ， 而膜厚 超 过该水 平 时 ， 配位 错形 成 的结 失 果 将使 体 系总能 量 降 低 ， 热 力 学 角度 看 此 时 体 系 从 将 自发 形成 失 配 位 错 ， 一 厚 度 称 为 临 界 厚 度 … 。 这 然 而从 动力 学角 度看 。 配位 错 的形 成 难 免 要 通 过 失
有关 ， 而且还与失 配度符号有 密切关 系。
关键 词 ： 失配位错 ； 动力 学条件 ； 配度符 号 ； ； 失 铝 分子动力学
中图分类 号 ：４ １３ Ｏ １． 文献标识码 ： Ａ
异质 外 延 生 长 广 泛 应 用 于各 种 薄 膜 单 晶 的 制 备， 在微 电子 和 光 电子 产 业 中 占有 重要 地 位 。 由 于
收 稿 日期 ：０ ６— ０—２ ２０ １ ５
１ 模 拟 与 分 析 方 法
采用 Ｅｃｌｓ ｒｏ ｓ ｅ ｉ和 Ａ ａ ｓ４建 立 的 嵌 入 原 子 法 ｄｍ ＿
（Ａ 多体势来计算铝原子间的相互作用。该势函数 Ｅ Ｍ） 曾被应用 于铝 的表面扩散 、 Ｊ层错 能与孪 晶生 长 、 纳
维普资讯
第 ３ 卷第 ２期 １
面心立方金属的基于位错密度的循环本构模型
面心立方金属的基于位错密度的循环本构模型面心立方金属是一类常见的金属结构，具有良好的机械性能和热电性能，被广泛应用于工程领域。
循环变形是金属在使用过程中不可避免的现象，对于面心立方金属而言，其循环本构模型是研究循环变形行为的重要手段之一。
位错密度在金属的循环变形中起着至关重要的作用，因此基于位错密度的循环本构模型成为了研究的热点之一。
一、面心立方金属的微观结构与位错密度面心立方金属的微观结构主要由由密排和基面的层间滑移所决定。
在外力作用下，金属晶体内部的位错会发生滑移，从而引起晶体的变形。
位错是晶格的缺陷，其密度决定了金属的塑性变形能力。
随着位错密度的增加，金属的塑性变形能力也会增加，但过高的位错密度同时也会导致金属的疲劳失效。
面心立方金属的位错密度通常是通过电子显微镜、透射电子显微镜等微观技术进行观测和测量的。
位错密度的大小与金属的加工方式、应力状态、温度等因素有关。
位错密度还可以通过金属的塑性应变来间接反映，这也成为研究位错密度的重要手段之一。
二、基于位错密度的循环本构模型循环本构模型是用来描述金属在循环加载下的变形行为的数学模型。
基于位错密度的循环本构模型是将金属塑性变形的微观机制和位错密度的变化联系起来，从而揭示金属在循环加载下的变形规律和寿命预测。
1. 位错密度与循环变形位错密度对金属的循环变形具有重要影响。
在金属循环加载的过程中，位错会逐渐聚集并堆积，形成微观裂纹和晶界滑移带，从而导致金属的疲劳失效。
位错密度的变化是影响金属循环寿命的重要因素之一。
通过对位错密度的变化进行研究和监测，可以更好地理解金属的循环变形行为。
2. 循环本构模型的建立基于位错密度的循环本构模型需要考虑位错密度的动态变化和裂纹的扩展过程。
一般的建模思路是利用位错密度的动力学方程描述位错的产生、运动和聚集过程，结合裂纹扩展动力学方程描述裂纹的形成和扩展过程，从而得到金属循环变形的数学模型。
3. 模型参数的确定基于位错密度的循环本构模型需要考虑一系列的材料参数，如位错密度的增长速率、裂纹扩展速率等。
沉积原子入射动能对失配位错形成的研究
时， 对薄膜内失 配位错形成的影响。 基于以上分子动力学模拟实
验和分析结果 ， 我们提 出 ： 入射动能足够大 的单原子对外延薄膜 中失配位错的形成有诱发作用 ，且这种诱发作用随原子 的入射 动能增大而增大。原子在 ６ ０ ０ Ｋ下入射到失配度 一 ． ，５个 ００ １ ６
降过程 。 这说 明在上述两种情况下 ， 体系能量下降 的时刻受动能
变化的影响不大 。
原子层厚且表面光滑 的外延铝薄膜时 ，入射动能 只要大 于等 于
０１ｅ ． Ｖ就可以诱发失配位错的形成。 ４
参考文献：
＞
０
５ ０
１０ ０
１０ ５
２０ ０
２０ ５
３０ ０
３０ ５
４０ ０
积原子入射到 Ｆ Ｃ位置上 ， Ｃ 外延薄膜的能量变化曲线 。可 以看 出动 能为 １ ｅ ． Ｖ的沉 积原子入射 到薄膜 表面 中心的 Ｆ Ｃ位置 ４ Ｃ 后 ，体系的能量 在 ｌＯ ｓ Ｏ ｐ 附近也有一个下降过程 ；动能分别为 ７ Ｖ和 １ ｅ ｅ ０Ｖ的沉积原子入射到薄膜表面后 ， 两体 系能量 曲线 的
０ ５ ０ １０ Ｏ １０ ５ ２ ０ ０ ２ ０ ５ ３０ ０ ３ ０ ５ ４ ０ ０
１ ７－１ ０ ７ ８
Ｔｉ ｅｔｐ ｍ ｓ
图 ３不 同动能的沉积原子入射到外延薄膜 Ｆ Ｃ位置上 ， 系 Ｃ 体
的 能量 变化 曲线
［ ５ 】叶子 燕， 张庆瑜， 能 ｐ 原子 团簇沉积过程 的分子动 力学模 低 ｔ ＃ ｌ． ０ ，１ ７ ８ ２ ０ ． ａｊ ２ ２ ： ９ — ８３ ］０ ５ ２
面心立方晶体弗兰克不全位错形成方式
面心立方晶体弗兰克不全位错（Frankel Defect）是固体材料中常见的晶格缺陷之一。
它的形成对材料的性能和特性有着深远的影响，因此深入了解其形成方式对于材料科学和工程具有重要意义。
本文将介绍面心立方晶体弗兰克不全位错的形成方式，以帮助读者更好地理解这一晶格缺陷。
1. 弗兰克不全位错的定义弗兰克不全位错是晶体中一种常见的点缺陷，它是指晶体中原子的位置发生了偏移，而不是出现了新的原子。
具体来说，弗兰克不全位错是由于晶体中一个正离子离开其原位，同时在空隙处留下一个空位，从而导致晶体中出现了偏差。
这种偏差会对晶体的物理性质产生显著影响。
2. 形成方式弗兰克不全位错的形成方式主要有两种：热激活和辐射损伤。
2.1 热激活在晶体中，原子具有一定的热运动。
当晶体受到热激活时，原子会不断地进行热振动，从而有可能发生位置的漂移。
在面心立方晶体中，当一个正离子向外偏离其原位时，会在其原位置留下一个空位，形成弗兰克不全位错。
这种形成方式是晶体中常见的，也是晶体材料在高温条件下产生弗兰克不全位错的重要原因之一。
2.2 辐射损伤另一种形成弗兰克不全位错的方式是辐射损伤。
辐射能量可以导致晶体中发生原子的位移和损伤，从而形成弗兰克不全位错。
这种方式通常发生在受到放射性物质辐射的晶体材料中，例如核反应堆中的燃料元素就会受到中子的辐射，从而导致晶体结构发生变化和损伤。
3. 形成机制弗兰克不全位错的形成机制主要与晶体的结构和原子间的相互作用有关。
在面心立方晶体中，正离子通常被密堆积地排列，因此当一个正离子离开其原位时，会在其原位置留下一个空位。
这种空位随后又会通过扩散等机制在晶体中进行传播，从而导致弗兰克不全位错在晶体中扩展和形成。
4. 总结面心立方晶体弗兰克不全位错的形成方式主要包括热激活和辐射损伤两种机制。
这些形成方式和机制对于材料科学和工程具有重要意义，有助于科学家和工程师更好地理解晶体材料中的晶格缺陷和其对材料性能的影响。
面心立方金属中形变位错结构的研究
面心立方金属中形变位错结构的研究【全文摘要】本文通过深入研究面心立方金属中形变位错结构，探讨了其在金属力学性能和材料科学领域中的重要意义。
首先介绍了面心立方结构和位错的基本概念，然后详细分析了形变位错的类型和性质。
探讨了形变位错对金属的塑性变形和力学性质的影响，并阐明了其在金属加工过程中的重要作用。
我们还讨论了形变位错结构对材料力学行为的调控机制，并探究了形变位错结构在材料科学中的应用前景。
通过回顾性总结，我们对面心立方金属中形变位错结构的研究进行了全面评估，并分享了个人对该主题的观点和理解。
【正文】一、引言形变位错结构是材料科学和金属力学领域中一个极具研究价值和应用潜力的课题，特别是在面心立方金属中。
面心立方金属作为一类重要的结构材料，其力学性能和应用领域广泛，因此对其位错结构的深入研究具有重要的理论和实践意义。
二、面心立方结构和位错基本概念让我们来了解一下面心立方结构和位错的基本概念。
面心立方结构是最密堆积结构之一，其中每个原子周围有12个最近邻原子。
而位错则是材料中晶格排列存在断裂或错位的局域区域。
位错可以分为线性位错和面状位错。
线性位错是晶格排列中沿某一方向出现错位，而面状位错则是晶格面上出现断裂或错位。
三、形变位错的类型和性质形变位错是材料中因外力作用而引入的位错，其出现与材料的塑性变形密切相关。
常见的形变位错类型包括位错螺旋、位错线和位错环等。
位错螺旋是位错线围绕某一轴线而形成的螺旋形结构，位错线是位错点在空间中的线状排列，位错环则是位错线形成闭合回路。
这些形变位错的性质决定了金属在应力场中的变形行为和力学性能。
四、形变位错对金属的塑性变形和力学性质的影响形变位错对金属的塑性变形和力学性质有着重要的影响。
形变位错可以促进金属的塑性变形，使其具有更好的可塑性和韧性。
形变位错可以增加金属的晶界能量，并导致材料的强度和硬度增加。
形变位错还可以增加金属材料的断裂韧性，改善其抗拉强度和抗蠕变性能。
面心立方金属中位错的·thompson记号描述
面心立方金属中的位错是指在晶体结构中出现的缺陷或畸变。
位错通常以一种特殊的记号来描述，而关于面心立方金属中的位错，有一个特殊的记号叫做Thompson记号。
Thompson记号是由物理学家William J. Thompson提出的，它是描述面心立方金属中某些位错的一种方式。
Thompson记号涉及到晶体中的位错类型及其位置，能够帮助我们更加深入地理解位错对晶体性质和性能的影响。
让我们来了解一下面心立方金属的晶体结构。
面心立方金属是指金属原子以面心居中的方式排列在晶格中。
在这种晶体结构中，位错的产生可以导致晶体的畸变和形变，进而影响材料的力学性能、电学性能等方面。
Thompson记号涉及到的位错类型包括点位错、线位错和面位错。
点位错是指晶体中的一个原子位置上出现了非正常的原子，它会导致局部畸变，并且会对晶体的导电性能产生影响。
线位错是指晶体中沿着一条线出现的位错，它会引起晶格的错位和扭曲，影响晶体的强度和塑性。
面位错则是指晶体中某个平面上的原子排列出现了错位，它会引起晶体表面的形变，并且会影响晶体的表面性质和化学反应性。
Thompson记号的另一个重要内容是描述位错的位置。
位错的位置不仅仅指位错的三维坐标，也包括位错相对于晶体晶面的位置关系。
这对于理解位错的运动和扩散以及晶体的应力和变形有着重要的意义。
当我们深入了解Thompson记号描述的位错时，不仅可以帮助我们更好地理解晶体结构和性质，还可以为材料工程和材料科学领域的研究提供重要的参考和指导。
通过对位错的深入研究，我们可以更好地设计新型材料、改进材料性能，并且提高材料的可靠性和稳定性。
作为一个文章写手，我个人对于Thompson记号描述的位错有着浓厚的兴趣。
位错作为晶体结构中的一种缺陷和畸变，在材料科学和工程中有着广泛的应用和研究价值。
通过深入研究位错，我们可以更好地理解材料的性能和行为，为新材料的研发和应用提供理论支持和技术指导。
总结回顾：Thompson记号描述的位错在面心立方金属中有着重要的理论和实际意义。
实际晶体结构中的位错
4.1 实际晶体中位错的分类 4.2 实际晶体中位错的柏氏矢量 4.3 位错反应 4.4 面心立方晶体中的位错 4.5 体心立方晶体中的位错 4.6 密排六方晶体中的位错
4.1 实际晶体中位错的分类
简单立方晶体中位错的柏氏矢量b总是等于点阵矢量。但实际晶体中，位错的柏氏矢量b除了等于点阵矢量外，还可能小于或大于点阵矢量。通常把柏氏矢量等于单位点阵矢量的位错称为“单位位错”；把柏氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错称为“全位错”，全位错滑移后晶体原子排列不变；把柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为“不全位错”，不全位错滑移后原子排列规律发生变化。
图4.4 面心立方晶体中的纯刃型肖克莱不全位错
上半图是面心立方晶体的（0 1）面，圆圈代表前一个面上原子排列的位置，黑点代表后一个面上原子排列的位置。原子的连线看起来似乎是一个平面上的菱形，实际上是一前一后两个平面上相邻原子的连线。
图4.4 面心立方晶体中的纯刃型肖克莱不全位错
下半图是把上半图中A层与C层在（111）面上作投影。分层使用了不同的符号，□代表A层，原子呈密排，▲代表紧接A层之下的C层，也是密排的。让A层的右半部滑移至B层原子的位置，其上部的各层也跟着移动，但滑移只限于一部分原子，即右半部原子。于是右半部的滑移面上发生了层错，左半部则没有移动，所以也没有层错，在两者的交界处发生了原子的严重错排，图中滑移后的原子位置用虚线连接。
单击此处添加大标题内容
不全位错可以认为就在上半部的图中的A层上的两个星号之间，此时在下半图上看到对应的滑移后的A层原子位置，在用虚线连接起来的六角形中，越接近位错的部分畸变越大 。
上半图中左边的晶体按ABCABC…正常顺序堆垛，而右边晶体是按ABCBCAB…顺序堆垛，即有层错存在，层错与完整晶体的边界就是肖克莱位错，它位于一个平面上。图中下半部的右上角处的箭头符号即为不全位错的柏氏矢量 ，它与位错线互相垂直，因此它是纯刃型的肖克莱不全位错。
FCC晶体外延薄膜中失配位错形成的动力学条件
异质外延生长广泛应用于各种薄膜单晶的制 备 ,在微电子和光电子产业中占有重要地位 。由于 外延生长晶体与衬底材料之间存在晶格失配 ,外延 薄膜中将不可避免地产生失配应变 。失配应变能随 薄膜的厚度增加而成正比增加 ,达到一定膜厚时 ,形 成失配位错所释放的应变能将可抵消失配位错本身 的形成能 ,而膜厚超过该水平时 ,失配位错形成的结 果将使体系总能量降低 ,从热力学角度看此时体系 将自发形成失配位错 ,这一厚度称为临界厚度 [ 1 ] 。 然而从动力学角度看 ,失配位错的形成难免要通过 某种微观过程 ,其中要克服一定能垒 ,从而使得实际 情况中失配位错的形成条件不能单独由上述热力学 临界厚度确定 ;实验曾发现一些外延体系中外延膜 超过临界厚度几倍后仍不出现失配位错 [ 2 ] 。因此
( EAM )多体势来计算铝原子间的相互作用 。该势函数 曾被应用于铝的表面扩散 [5] 、层错能与孪晶生长 [6] 、纳 米多晶结构 [7]的分子动力学模拟研究 ,得到了与铝的
及其演变过程的全部信息 。 本研究组周耐根等 [ 2 - 3 ]采用分子动力学模拟技
性质和实验数据一致的结果。运用四阶 Predict—Cor2 rect算法 [8]求解体系运动方程 ,时间步长取 10- 15 s。
虽然处于同样大小的正 、负失配薄膜从热力学 上看具有同等的弹性应变能 , 形成失配位错的热力 学条件也应是相同的 , 但是正失配体系明显比负失 配体系更难于形成位错 ,在温度低于 800 K时 ,正失 配体系不会出现位错 ,而负失配体系中会出现明显 的位错 (图 4, 7) 。不过它们都表现出了一个明显的 趋势 (图 4, 7) ,即随温度的升高 ,同样大小的正负失 配度下 A l薄膜在静态弛豫过程中出现位错的时间 (位错孕育时间 )在降低 。虽然得到的曲线不是那
外延薄膜中的缺陷ppt课件
外延薄膜中的应变与失配位错
<0 膜内压应力
f =0 无应力
>0 膜内张应力
fit
strain
relax
pseudomorphic, 晶体. 结构一样
产生位错的临界厚度
产生失配位错的驱动力来自 薄膜应变能的降低.
无位错薄膜单位面积内的应变能
E
2ehf
2 1v 1v
e 切变模量；v 泊松比
h 薄膜厚度；f 失配度
.
金属中的点缺陷：空位间隙原子，替代杂质 平衡缺陷浓度：
n e x ( E T p ) /k S ] [ T eS x /k ) e p x E / ( k ) p T (
面心密堆积中的间隙：
四面体间隙位坐标： （1/4,1/4, 1/4)
+
各原子坐标
其余四面体间隙坐标。
.
面心密堆积中的间隙
用薄膜应变场对穿过位错的作用应力(=2F/hb)和位错自身 的线张应力d (=2Fd/b)相等为判据
(e=0), 也可以得到薄膜临界厚度的表达式. 但是, 要求上述两个应力相 等的判据实际上是过低了, 因为此时位错受到的净作用力为零, 即使依靠热激活, 位错运动速度也太小, 因此更合理的判据是： 对穿过位错的作用应力应超过位错线张力, 即:
的荷电状态，
.
间隙位置坐标： （1/2,1/2, 1/2)
+
各原子坐标 其余间隙位置坐标。
金刚石结构中的间隙
.
金刚石结构的晶胞中原子在底面的投影, 数字是垂直 方向上的坐标, 其单位是晶格常数的1/8(b), 四面体间
隙(方形)和六角间隙(三角形)在底面的投影,
.
晶胞中有8个原子，8个四面 体间隙，16个六面体间隙 原子半径：0.2165， T间隙到最近邻原子中心的 距离0.433，到次近邻的距离 0.500; H间隙到最近邻原子中心距 离为0.415
晶体缺陷理论典型晶体结构中的位错
第4章 典型晶体结构中的位错
§1 面心立方晶体中的位错 §2 密排六方晶体中的位错 §3 体心立方晶体中的位错
第4章 典型结构金属中的位错
位错能量正比于b2 => 实际晶体中存在的柏氏 矢量限于少数最短的平移矢量 ( 最近邻的原 子间距 ) ，具有这种柏氏矢量的位错称为 单 位位错
不全位错 部分位错 －－柏氏矢量小于最短的平移矢量 不全位错 －－柏氏矢量不等于最短的平移矢量的整 数倍，层错与正常晶体的交界处 不全位错扫过之后，滑移面上下原子产生错排，形成 层错
堆垛层错－－正常的堆垛顺序被扰乱 层错破坏了晶体的周期性，使能量增加，但层错不产 生点阵畸变，层错能比晶界能低得多
1 211
6
8
8
7
7
6
6
5
5
4
4
滑移
3
3
2
2
1
1
AB C A B C A B C A B C A B
AB C A B C A B C A B C A B
在切应力作用下，第4层原子由A位置滑移到B位置，其上各层原子依 次滑移，排列成为了ABCBCABC，出现了内禀层错，即在fcc结构中 形成了BCBC的hcp结构，及BCB与CBC孪晶。与抽出型层错相同。
（5）各个面的法线指向四面体外，为正向； 指向四面体内为负向。2个负面之间夹角为 锐角，2个正面之间夹角为钝角，1个正面和 1个负面之间的夹角为锐角。
扩展位错
扩展位错的运动——先需要晶体中的位错
抽去一层+平移
第5层原子由A位置滑移到C位置，第6层以上原子依次滑移一个原子间距……
，产生2个次近邻层错ABC和BAC
插一层不同位置的原子
FCC晶体外延薄膜中失配位错形成的动力学条件
FCC晶体外延薄膜中失配位错形成的动力学条件潘华清;周耐根;潘展;周浪【期刊名称】《南昌大学学报（理科版）》【年(卷),期】2007(031)002【摘要】运用分子动力学方法对面心立方(FCC)晶体铝外延膜的高温弛豫过程进行了三维计算机模拟.铝原子间的相互作用势采用嵌入原子法(EAM)多体势来计算.模拟结果表现了失配位错的形成现象与动力学条件的关系.分析表明,模拟中所给的动力学条件对薄膜性能有很大的影响.在失配度大小为0.06时,负失配下的铝膜比正失配下的更易于形成失配位错;失配度大小分别为0.05和0.04时,温度低于铝的熔点时不会形成失配位错;温度高于铝的熔点时负失配的铝膜比正失配的更难熔化.研究发现失配位错的形成不仅与失配度的大小和生长的温度有关,而且还与失配度符号有密切关系.【总页数】4页(P177-180)【作者】潘华清;周耐根;潘展;周浪【作者单位】南昌大学,材料科学与工程学院,江西,南昌,330031;南昌大学,材料科学与工程学院,江西,南昌,330031;九江职业技术学院,江西,九江,332007;南昌大学,材料科学与工程学院,江西,南昌,330031【正文语种】中文【中图分类】O411.3【相关文献】1.钙钛矿型外延薄膜中两种分解失配位错的HRTEM研究 [J], 张永成;叶万能;夏临华;卢朝靖2.聚焦离子束在外延生长氮化镓薄膜失配位错研究中的应用 [J], 王岩国3.沉积原子入射对外延铝薄膜中失配位错形成的诱发作用 [J], 黄俊;周耐根;周浪4.生长温度和表面增原子对外延薄膜中失配位错形成的影响 [J], 潘华清;周耐根;周浪5.失配性质对面心立方外延晶体失配位错结构及其形核机制的影响 [J], 周耐根;周浪因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
位错的来源
压杆位错
Frank部分位错 外禀层错（E型层错） 扩展位错 堆垛层错
半导体单晶材料中位错的来源 团中央第七届“挑战杯” 团中央第七届“挑战杯”全国大学生创业计划竞赛
料中位错的来源就是解决该问题的“钥匙”了
。
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半导体单晶材料中位错的两个来源
（1）单晶生长时籽晶（或衬底）中含有位错时，且 位错露头在生长面上，他会随着晶体的生长而延伸 到新生长的晶体中，直到与晶体表面相交时为止， 这叫位错遗传。 （2）由于应力引入位错。在晶体生长和加工过程中， 机械损伤、过大的温度梯度、急冷急热会引起较大 的应力。当应力超过材料在该温度下的屈服强度时 就会使晶体滑移变形引入位错，并能继续增殖，使 位错密度增大。
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设薄层弯曲的曲率半径为R，则产生的位错密度为ND为 N ND=1/Rb 如果这种弯曲是由温度梯度引起的，则 ND=a/b·δT/δr 式中，a为膨胀系数，b为柏氏矢量， δT/δr为径向温度梯度。
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位错的种类位错的种类半导体单晶材料中位错的来源半导体单晶材料中位错的来源堆垛层错frank部分位错innovationstarinnovation团中央第七届挑战杯全国大学生创业计划竞赛团中央第七届挑战杯全国大学生创业计划竞赛温度分布下位错密度的计算温度分布下位错密度的计算在晶体生长时晶体内有一定温度分布晶体径向温度按抛物线规律变化而纵向则按指数规律变化这种温度分布将使晶体各处膨胀程度不同因为晶体表面温度低使晶体中央受到压缩应力表面受扩张应力
位错的生成与增殖分析
§7.5
位错的生成与增殖
位错所受力Ｆt总是处 处与位错本身垂直， 即使位错弯曲也如此 在应力作用下，位错 的每一微线段都沿其 法线方向向外运动， 经历图（c）～（d）。 当位错线再向前走出 一段距离，图(d)的p、 q两点就碰到一起了。
§7.5
位错的生成与增殖
因p、q两点处一对左、 右旋螺位错，遇到时， 便互相抵消。 则原位错线被分成两 部分，如图（ｅ）。 此后，外面位错环在 Ｆt作用下不断扩大， 直至到达晶体表面， 而内部另一段位错将 在线张力和Ｆt的共同 作用下回到原始状态。
图7-50 双交滑移位错增殖机制
§7.5
位错的生成与增殖
双交滑移增殖机制：
通常把螺位错由原始滑移面转至相交的滑移面，然后又转 移到与原始滑移面平行的滑移面上的滑移运动，称为双交 滑移运动。此位错增殖机制称为位错的双交滑移增殖机制。 若（111）面上位错环再交滑移到另一个平行的（111）平 面上，成为新位错源，则位错将迅速增殖。
由此可见，双交滑移是一种更有效的增殖机制。
双交滑移位错增殖机制
§7.5
位错的生成与增殖
单边(或单轴) F-R源（L型平面源）： 实质是一段一端被钉扎的可滑动位错。 如图，滑移面上位错CD ，DE是不动位错，D点被钉扎住。
单边F-R源动作过程
§7.5
位错的生成与增殖
在切应力τ作用下，CD段开始滑移，并逐渐成为绕D点旋 转的蜷线，不断向外扩展。 蜷线每转一周就扫过滑移面一次、晶体便产生一个b的滑 移量。图中(a)、(b)、(c)、(d)表示转动过程的几个阶段。
§7.5
位错的生成与增殖
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上述过程到此并没结束， 因应力还施加在晶体上 在产生一个位错环后， 位错AB将在F的作用下， 继续不断地重复上述动 作。 这样就会放出大量位错 环，造成位错的增殖。
fcc非共格孪晶
fcc非共格孪晶非共格孪晶是材料科学中一种常见的晶体结构缺陷，指的是由两个不同的晶格结构组成的孪晶。
其中，“fcc”代表“面心立方”晶格结构。
在这篇文章中，我们将详细讨论fcc非共格孪晶的性质、形成机制以及其在实际应用中的意义。
首先，让我们来了解一下面心立方（fcc）晶格结构。
fcc是一种密堆积晶格结构，其具有高度的对称性和层状堆积排列。
在fcc晶体结构中，每个原子都与12个相邻原子相连，形成一个立方形状的单元。
此外，fcc晶体结构具有较高的密度和强度，使其在许多金属和合金中广泛应用。
然而，在晶体生长过程中，由于温度、外界应力等因素的影响，晶体中的原子往往会出现错位或错配，导致晶格结构的缺陷。
其中一种晶体缺陷就是非共格孪晶。
非共格孪晶由两个不同晶格结构的晶体相接而成，其界面处原子之间的配对出现失配。
fcc非共格孪晶的形成机制通常可归结为两种情况：界面错配和扩散导致的晶格错配。
在界面错配的情况下，两个非共格晶体的界面由于晶格参数的差异而错配，导致两个晶体在交界处产生应力。
这种应力会促使原子重新排列，形成非共格晶体的孪晶结构。
而在扩散导致的晶格错配中，原子扩散过程中的不均匀性会导致晶体之间的晶格错配，进而形成非共格孪晶。
fcc非共格孪晶在材料科学中具有重要的意义。
首先，非共格孪晶的存在对材料的力学性能和电子结构有着直接影响。
孪晶界面上的晶体缺陷和失配可以引起位错和晶界强化效应，改变材料的力学行为。
同时，非共格孪晶也可能导致电子结构的改变，影响材料的导电性、磁性等性质。
此外，fcc非共格孪晶还在材料加工和材料设计中具有广泛应用。
通过控制非共格孪晶的形成和分布，可以调控材料的微观结构和性能，实现材料强度和韧性的平衡。
因此，在开发新的高性能材料和改善现有材料性能方面，fcc非共格孪晶的研究具有重要的意义。
在总结中，fcc非共格孪晶是由两个不同晶格结构组成的孪晶。
其形成机制一般可分为界面错配和扩散导致的晶格错配两种情况。
§3-6 位错的增殖
现象：晶体通过位错的滑移产生塑性变形，但塑性变形以后，位错的数量不但没有减少，反而增加了。
这些都与位错的增殖、塞积、交割有关。
§3-6位错的增殖、塞积与交割位错增殖的方式有多种；增殖位错的地方称为位错源。
在塑性较好的晶体中以滑移方式进行。
常见的滑移增殖机制：弗兰克-瑞德（Frank-Read ）位错源增殖机制和双交滑移增殖机制一. 位错的增殖弗兰克-瑞德（Frank-Read）位错源增殖机制使位错源进行增殖的临界切应力为：式中：L为A、B间的距离，等于2R。
Si 单晶中的F-R 源，位错线以Cu 沉淀缀饰后，以红外显微镜观察。
甲苯胺中的位错双交滑移增殖机制交滑移的含义：螺位错从一个滑移面转到与其滑移面相交的另一个滑移面上滑移。
（螺位错在某一滑移面上运动受到阻碍时，可能离开原滑移面转向与其相交的另一个滑移面上继续滑移的过程。
）双交滑移：螺位错滑移时因局域切应力变化而改变滑移面，又因局域切应力减弱而回到原滑移面继续滑移的过程。
注：局域切应力的作用仅使一段位错发生双交滑移，因而在双交滑移发生由次滑移面至主滑移面转化时，出现相对固定的两点，它就以F-R 源开始增殖。
m m n nmm /B AC D位错滑移时，在滑移面上遇到障碍物（晶界、第二相等），位错将在障碍物处塞积，形成塞积群。
越靠近障碍物，位错排列越密集，随距障碍物的距离增大，位错间距增。
塞积群中，位错数N 为：Gb L k N 0πτ=螺位错：k=1刃位错：k=1-ν障碍物受到的切应力为，塞积群在障碍物处产生应力集中，有可能在障碍物处产生微裂纹，而导致晶体断裂。
0ττN =其中，为作用在滑移面上的外加分切应力；L 为位错源到障碍物的距离；G 为切变弹性模量K 为系数：0τ不锈钢中晶界前塞积的位错三. 位错的交割定义：不同滑移面上运动的位错相遇发生相互截割的过程。
位错交割的结果：在原来直的位错线上形成一段一个或几个原子间距大小的折线，即割阶与扭折。
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面心立方晶体外延膜沉积生长中失配位错的结构与形成过程
失配位错，指的是体心立方晶体外延生长中，原子与其结晶网络中的原子形成的化学键的连接失配。
原子与原子间的距离发生变化，使超晶格结构被打乱，磁耦合和电势分布相应受到影响。
失配位错在体心立方晶体外延生长中的形成过程，主要有两种发生机制，前者由沉积在晶体形成的表面的原子的移动造成，后者是晶内的原子振荡，使得晶内原子与其附近的原子之间的距离出现变化而形成失配位错。
沉积在晶体表面的原子的移动，会对晶体的结构产生影响，如果表面原子的移动不能与形成的表面结构协调，则会形成失配位错。
当温度升高，原子振荡幅度变大，原子与附近原子之间的距离发生变化，也会导致形成失配位错。
失配位错具有极大的影响，首先，失配位错会在晶体形变的过程中破坏晶格的稳定性，并对其形成的表面结构形成影响，其次，失配位错会影响超晶格的结构，破坏晶体外延膜的电性特性，从而影响光学性能。
因此，在体心立方晶体外延生长过程中，实验人员应该控制失配位错的生成，使得其中所构成晶体外延膜的失配位错生成在可控范围之内，从而保证晶体外延膜的光学性能。