晶体缺陷及强度理论
资料-《晶体缺陷与强度理论》
在低碳钢中溶质或杂质原子造成晶格畸变，溶质原子的应力场和位错应力场会发生交互作用，使溶质原子聚集在位错线附近，形成可垂耳气团。由于这种交互作用，体系的能量处于较低状态，只有在较大的应力作用下，位错才能脱离溶质原子的钉扎，表现为应力-应变曲线的上屈服点；当位错继续滑移时，就不需要开始那么大的力，表现为应力-应变曲线的下屈服点；当继续变形时，应为应变硬化作用的结果，应力又出现升高的现象。
(2)使晶体发生孪生比使之发生滑移的τc高得多.因此,滑移系较多的fcc晶体易发生滑移而不易发生孪生;只有在滑移受阻的情况下才发生孪生;滑移系很少的hcp晶体容易发生孪生。
孪生变形的作用：靠孪生造成的晶体变形量很小,它最多能提供7-10%的变形量,晶体的变形量大部分是靠滑移提供的.但是,在晶体变形时,孪生往往又是滑移的补充.在滑移系取向变硬,滑移不能进行的情况下,往往通过孪生改变滑移系的取向,使滑移继续进行下去.晶体中的变形,往往是由滑移和孪生两种方式交替进行的。
<3>由空位聚集而形成。在高温时，晶体中空位浓度很高，它们有聚集成片以降低组态能的趋势。晶体中的空位片足够大时，两边晶体塌陷下来，在周围形成位错环。
4．为什么位错线不可能中断于晶体内部？
相交于一点的各位错,同时指向结点或同时离开结点时,各位错的柏氏矢量之和为零,即： =0（bi是各个位错的柏氏矢量）
3．晶体中形成位错的途径有哪些？
<1>在凝固过程中形成。树枝状晶体生长相遇后发生碰撞；液体流动时对晶体的冲击，使晶体表面发生错排形成大台阶；浓度起伏造成的点阵常数偏差，以及结晶前沿的障碍物造成的不同部分间的位向差，都会形成位错。
<2>由晶体在冷却时形成的局部内应力所造成，在完整的晶体中形成位错，需要极大的应力，其值大致为G/30，相当于理论强度。使整个晶体或某个晶面获得这样大的应力，是不可能的，但是，在晶体冷却过程中，由于温度梯度、成分起伏或结构的变化，使局部晶体形成这样的应力是可能的。在夹杂物周围，由于夹杂和基体的膨胀系数不同，造成二者收缩量不同，以致应力集中而产生位错环，就是一个典型的例子。
晶体缺陷与强化理论
二、点缺陷的平衡浓度
空位形成引起点阵畸变，亦会割断键力，故空 位形成需能量，空位形成能（Δ EV），由空位 的出现而高于没有空位时的那一部分能量称为 “空位形成能”，为形成一个空位所需能量； 形成空位又使晶体中混乱度增加，使熵增加。 而熵的变化包括两部分： ① 空位改变它周围原子的振动引起振动熵，SV； ② 空位在晶体点阵中的排列可有许多不同的几 何组态，使排列熵Sm增加。
3) 形成其他晶体缺陷 过饱和的空位可集中形成内部的空洞，集 中一片的塌陷形成位错。
4) 改变材料的力学性能 空位移动到位错处可造成刃位错的攀移， 间隙原子和异类原子的存在会增加位错的运动阻力。会使强度 提高，塑性下降、
一般情形下，点缺陷主要影响晶体的物理性质，如比容、比热容、电阻率等。 (1)比容 在晶体内部产生一个空位，将原子移到晶体表面上，导致晶体体积增加 (2)比热容 由于形成点缺陷向晶体提供附加的能量（空位生成焓），引起附加比热 容 (3)电阻率 金属电阻来源于离子对传导电子的散射。 完整晶体——电子基本上是在均匀电场中运动； 缺陷晶体——点阵周期性被破坏，电场急剧变化，对电子产生强烈散射 —电阻率增大。
Gv Cv exp RT H v Cv C 0 exp RT S v C0 exp R
△Hv——1mol空位生成焓 △Gv——1mol空位生成自由焓 △Sv——增加1mol空位引起振动熵变
空位的平衡浓度可以通过实验确定。测得若干不同温度下平衡空 位浓度，可用最小二乘法比较准确地求出ΔGV、 ΔHV、 ΔSV。 金：ΔHV≈96.37kJ/mol，ΔSV≤19.27×10-3kJ/mol， C0 ≈10， 在1000K时，近似估算时：C0 ≈1（ ΔSV=0） C 104
晶体缺陷及强度理论
为了提高观察到网络的几 率，我们使选定的金相面 与网络所在的平面成一小 的夹角α ，取α≈1 0 网络所在的{111}面为PQ， 它和金相面MN的夹角为 α≈1 0从表面MN腐蚀掉d ≈ 0.01mm的一层，得到金相 观察表面UV，显示出网络 宽度OA。通过简单的几何 计算，可以得到 OA=0.5mm。 取a为1 0对金相观察是较适 宜的。
抛光划痕经氧化后的热氧化层错
利用微缺陷与位错的相互作用观察位错
根据相关文献中对半绝缘砷化镓单晶中晶体缺陷的化学腐 蚀后显微观察及TEM、SEM研究结果可知：在GaAs晶体 中微缺陷由于受到位错应力场的作用而被吸附到位错附近， 在位错密度较低区域，微缺陷呈点状分布，随位错密度增 大，由于同号位错相互吸引，异号位错相互排斥而形成位 错排、星型结构或网状结构分布。微位错也同样按线状、 星状结构或网络结构分布。 也就是说微缺陷与位错分布有着强烈的依赖关系，位错吸 附微缺陷，微缺陷缀饰位错。
硅单晶漩涡缺陷的铜缀饰腐蚀显示实验：在研究Si中Cu行 为的基础上 拟定合理的缀饰工艺，在采用择优腐蚀来显示 铜缀饰增强后的漩涡缺陷,参照半导体学报铜缀饰具体工艺 过程为： ①切片、研磨、抛光 ②镀铜和铜缀饰 ③再次研磨抛光后，择优腐蚀
在半导体材料硅单晶上， Dash用铜缀饰样品，并对 位错进行了观察。由于Si是 不透明的，因而他使用了对 Si是透明的红外显微镜。在 加温和应力的条件下拍得的 一个正在开动的位错增殖机 ――Frank-Read源。
晶体缺陷显微镜研究中的方法
缀饰法
腐蚀剂有时对某些晶体缺陷不能显示，或者用透射法观察 时不能产生明显的衬度，此时可采用扩散的方法或其他方 法使某些重金属原子优先淀积在缺陷上，这就称为用重金 属原子对晶体缺陷进行了缀饰。 经过缀饰的晶休缺陷容易用腐蚀剂显示，这是由于缺陷上 淀积了重金属原子，它们对光线强烈散射，当用透射显微 镜观察时可形成强烈的反差 。
晶体缺陷与金属强度【3】全
位错周围点阵畸变是对称的，位错中心受到的畸变度最大， 随着与中心距离的增加，畸变程度逐渐减小 一般把点阵畸变程度大于正常原子间距1/4的区域宽度定 义为位错宽度，其值约为2~5个原子间距 位错线长度有数百个到数万个原子间距，与位错长度相比， 位错宽度显得非常小，所以把位错看作是线缺陷
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1939年，柏格斯提出用柏氏矢量表征位错。
1947年，柯垂耳提出溶质原子与位错的交互作用。 1950年，弗兰克和瑞德同时提出位错增殖机制。
之后，用TEM直接观察到了晶体中的位错。
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第三章 晶体中的位错
第二节
位错的几何性质
1、位错的基本类型
Байду номын сангаас（1）刃型位错
混合位错的形成
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混合位错
在AC位错线中，靠近A端的位错线段平行于滑移矢量，属于纯螺型位错； 靠近C端的位错线段垂直于滑移矢量，属于纯刃型位错，其余部分线 段与滑移矢量成任意角度，均属混合位错，但每一段位错线均可分解 为刃型和螺型两个分量
混合位错原子组态
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（2）
螺型位错
假定在一块简单立方晶体中，沿某一晶面切一刀 缝，贯穿于晶体右侧至BC处，然后在晶体的右侧 上部施加一切应力η，使右端上下两部分晶体相对 滑移一个原子间距，由于BC线左边晶体未发生滑 移，于是出现了已滑移区与未滑移区的边界BC 经过这样操作后使右侧晶体上下两部分发生晶格 扭动，从俯视角度看，在滑移区上下两层原子发 生了错动，晶体点阵畸变最严重的区域内的两层 原子平面变成螺旋面。畸变区的尺寸与长度相比 小得多，在这畸变区范围内称为螺型位错，已滑 移区和未滑移区的交线BC则称之为螺型位错线
第二章---点缺陷---晶体缺陷和强度
Crystal Defect and Strength
王建华
材料科学与工程学院
2019.09.12
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第二章 点缺陷（ Point Defects）
原子尺度的缺陷（atomic size defects）
在晶体中可以热力学平衡态存在
点缺陷研究的发展——1926年Frankel提出
空位对于传导电子产生附加散射，而引起电阻率 ρ 的增
加。
例如：淬火温度越高，由于空位浓度越大，因而，电阻
率201越9/10大/14 。
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2）密度的变化 简单地考虑肖脱基空位。一个空位形成，体积增加
v，v 为原子体积，n 个空位形成，晶体体积增加
V = n v，由此而将引起密度的减小。 (这里没有考虑空位形成后晶格的畸变) 3）机械性能的变化 空位对金属的机械性能影响较大，过饱和点缺陷 提高金属的屈服强度。为什么？
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• 晶格常数a与固溶体成分x之间的关系： • 式中，a1、a2分别为溶剂和溶质的晶格常数
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2.7 点缺陷对晶体性能的影响
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点缺陷引起的结构变化：
晶格畸变（如空位引起晶格收缩，间隙原 子引起晶格膨胀，置换原子可引起收缩或 膨胀。）
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点缺陷对化学性能的影响: 主要集中在材料表面性能上，比如杂质原子的缺 陷会在大气环境下形成原电池模型，极大地加速 材料的腐蚀，另外表面能量也会受到缺陷的极大 影响，表面化学活性，化学能等等。
合金材料的晶体缺陷与强度
合金材料的晶体缺陷与强度合金作为一种重要的材料，具有较高的强度和优异的性能，广泛应用于各个领域。
然而，在合金的制备过程中，晶体缺陷是无法避免的。
晶体缺陷的存在对合金的性能会产生一定的影响，并直接关系到合金的强度。
本文将对合金材料的晶体缺陷与强度进行探讨。
一、晶体缺陷的种类及其影响晶体缺陷是指晶体结构中存在的与完美晶体结构不一致的部分。
合金材料中常见的晶体缺陷有点缺陷、面缺陷和体缺陷。
这些晶体缺陷会导致合金中的原子位置发生错位或者空隙，从而改变了合金的原子排列和结构。
1. 点缺陷点缺陷是指晶体中某个位置的原子缺失或者替代。
常见的点缺陷有原子间隙、空位和固溶体原子替代等。
点缺陷的存在会导致原子结构的不均匀，增加晶体网络的不规则性，从而降低了合金的强度。
2. 面缺陷面缺陷是指晶体中某个平面上的原子排列出现错误，例如层错和晶界。
面缺陷会对合金的强度和韧性产生显著影响。
层错会导致晶体中局部应力集中，容易引发晶体的滑移和断裂，从而降低了合金的强度。
晶界则会导致晶体结构的边界变得复杂，阻碍了晶体的位错运动，增加了合金的强度和硬度。
3. 体缺陷体缺陷是指晶体内部出现的空隙、间隙等缺陷。
这些缺陷会导致晶体结构的不完整，增加晶体中的缺陷密度，并对合金的机械性能产生明显的影响。
体缺陷的存在会导致合金的变形行为变得复杂，从而影响了合金的强度和可塑性。
二、晶体缺陷与强度的关系晶体缺陷的存在对合金的强度产生重要影响。
晶体缺陷会导致原子结构的不均匀，且增加合金中的位错密度，从而使合金的屈服强度、抗拉强度和硬度等机械性能发生变化。
1. 位错的产生与强度位错是晶体缺陷中最常见的一种形式。
在合金中，位错的产生与晶体的滑移运动密切相关。
当合金受到外力作用时，位错会迅速增多，通过滑移运动来平衡应力。
位错密度增加会导致合金的强度增加，抵抗外力的作用。
2. 晶界的作用晶界是晶体缺陷中较为明显的一种形式，也是合金中强度影响较大的因素之一。
晶界会阻碍原子的位错运动并改变其运动路径，增加了合金的塑性变形阻力，从而提高了合金的屈服强度和硬度。
晶体的缺陷名词解释
晶体的缺陷名词解释晶体学是研究晶体内部结构和缺陷的科学，晶体的缺陷是晶体中不规则排列的原子或离子，其存在对晶体的性质和性能产生重要影响。
本文将对晶体的缺陷名词进行解释和探讨。
一、位错位错是晶体中最常见的缺陷之一。
位错是晶体中原子或离子的断裂、错位或在晶体内偏离理想位置的缺陷。
位错分为直线位错、面内位错和体位错。
直线位错是沿着某个方向延伸的位错线，用于解释晶体中的滑移和塑性行为。
面内位错是紧邻平面的晶格原子错位，可以影响晶体的断裂和强度。
体位错是晶体中多个面内位错重叠形成的三维位错结构。
二、点缺陷点缺陷是晶体中存在的原子或离子缺陷，其大小仅为一个晶胞的量级。
点缺陷包括原子间隙、自间隙、离子空位和杂质原子。
原子间隙是晶体中某些原子的理想位置为空出的空间，可以容纳其他原子。
自间隙则是由原来的晶格原子跑到别处形成的间隙，导致了晶体中的晶格畸变。
离子空位是离子晶体中缺失的离子，结果是电荷不平衡。
杂质原子是非晶体中掺入的其他原子，可以显著改变晶体的化学和物理性质。
三、线缺陷线缺陷是晶体中存在的缺陷行，其宽度明显大于点缺陷。
线缺陷包括晶格扭曲、晶格错位带、螺旋位错带和阵列位错。
晶格扭曲是晶格不一致引起的畸变，主要表现为晶格常数的变化。
晶格错位带是晶格中原子错位所形成的缺陷带，常见于金属材料。
螺旋位错带是由于晶体中原子扭曲形成的螺旋线结构，可以影响晶体的力学性能。
阵列位错是沿某个方向连续形成的位错，会导致晶体的局部应力集中。
四、界面缺陷界面缺陷是晶体内部不同晶体区域之间的缺陷，包括晶界和相界。
晶界是晶体中两个晶粒之间的边界，常见于多晶材料中，可以影响晶体的导电性和力学性能。
相界则是晶体内部不同相之间的边界，会导致晶体中的相变和形态变化。
五、体缺陷体缺陷是晶体中三维空间的缺陷，其大小大于线缺陷和点缺陷。
体缺陷包括晶格空缺、晶格畸变和晶格间隙。
晶格空缺是晶体中空出的晶格位置，导致晶体中缺失原子的紧邻空位。
晶格畸变是晶体中晶格常数的变化，常见于热力学非平衡过程和应力作用下。
第二章---点缺陷---晶体缺陷和强度
• 杂质原子的特点：
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• 晶格常数a与固溶体成分x之间的关系：
• 式中，a1、a2分别为溶剂和溶质的晶格常数
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2.7 点缺陷对晶体性能的影响
上式所包含的各项与空位数目之间的关系见图
在平衡态下体系的自由 能最小，G 0
n
得
C
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n n N N n S Ev exp( v ) exp( ) k kT Ev A exp( ) 18 kT
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2.5 过饱和点缺陷的形成
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2.6 杂质原子
• 与基体原子不同的外部杂质进入晶体内部构成的一种点缺 陷
• 分为替代式和间隙式两类
替代式，如Si、Ge中掺杂III、V族元素B、Al、Ga、In和P、 As、Sb等，控制导电类型和电阻率，结构上III、V族元素 与IV族元素相似 间隙式，Fe，Ni，O形成间隙式杂质，处于Si、Ge晶胞五 个较大的间隙
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金属 Cu
Cu
形成能/电子伏 0.8-1.0 1.3-1.5 0.6-0.92 0.6-0.77 4.0-5.0 2.5-2.6 3.0
作者 富米 亨丁顿 富米 富米 亨丁顿 特沃特 塞格等
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2.3 点缺陷的运动
对于一定的体系，平衡时点缺陷的数目是一定的， 但这仅仅是一种动态平衡和稳定。考虑到原子的热 运动和能量的起伏，一个原子可能脱离平衡位置而 占据另一空位。虽然空位数目不增加，但确实存在 原子的迁移。
晶体缺陷与强度：表面与界面（6）
电子分布，并非严格相同，这样就将呈现出瞬间的极化电
矩。许多瞬间极化电矩之间以及它对相邻分子的诱导作用
都会引起相互作用效应，这称为色散力。 应该指出的是，范氏力是三种力合力（对于不同物质三
种作用并非均等）与分子间距离的7次方成反比，这说明 分子间引力的作用范围极小，一般在0. 3～0. 5nm以内。
一、晶体的表面
1.表面结构
• 表面能是由于处于晶体自由表面上的原子键合 状态与晶内不同而造成的。由于键合能具有负 值，近邻原子或离子数的减少，将使系统能量增 高。通常定义增加单位面积的表面所引起的自由 能增量γ为表面能系数。由于表面原子键合的作 用，体系有降低自由能的要求，系统将倾向于缩 小其表面积，这相当于表面上任一面元的周界上 都会受到一个力的作用，每单位长度上所受的力f 被称作表面张力。在各向同性的情况下，γ和f在 量纲和数值上都是相同的。
• 如果考虑到表面原子层受力情况的明显不对称性，产生法 向弛豫，尤其发生压缩弛豫是不难预料的。金属晶体结构 简单，弛豫现象相对较为明显，因而已进行了较多的研究。 近年来的理论模型认为，金属表面电子改变空间分布以降 低能量，结果造成表面电偶极子层，并通过它与表面原子
层的互作用而产生压缩弛豫。实测也表明，这种倾向在密 排的表面上虽然并不明显，但随着非密排程度的提高，法 向收缩效应的确更为突出。这样的模型也解释了常见的下 述振荡式弛豫现象：表面第一、二层间原子间距受压缩， 第二、三原子层间膨胀，第三、四层间又受压缩,如金的 （110）面表面递次为-1.25%,0.7%和-0.25%〕。个别金 属表现出表面的法向膨胀，其原因尚不清楚。发生表面弛 豫后，表面处原子的层间距会发生变化，键角也会随之变
晶体缺陷和强度
金属疲劳极限的影响因素：工作条件、 表面状态、材质、残余内应力等。
第一章 绪言
1.4 固体材料的性能与缺陷
按照缺陷对性能影响的程度大体划分为两类： （1）非结构敏感性的：如弹性模量、密度、热容量等 （2）结构敏感性的：如屈服强度、断裂强度等 结构敏感性反映了晶体中的缺陷对于性能的影响
绝对的非结构敏感的性能是不存在的，或多或少地都受到晶体 缺陷的影响。
疲劳强度
交变应力(也称循环应力)：轴、齿轮、轴承、叶片、 弹簧等零件，在工作过程中各点的应力随时间作周期 性的变化，这种随时间作周期性变化的应力称为在交 变应力。 金属的疲劳：在交变应力作用下，虽然零件所承受的 应力低于材料的屈服点，但经过较长时间的工作而产 生裂纹或突然发生完全断裂的过程。 疲劳曲线：表征材料承受的交变应力(σ )与材料断裂前 承受交变应力的循环次数(N)之间的关系。
平移对称操作 • 晶体平移对称性表现为，晶体结构沿晶体单胞 边长方向a、b、c作平移操作，平移量为边长的 整数倍，且平移前后晶体结构状态相同。 • 在空间中由几何点排列成的无限阵列，其中每 一点与其它所有的这种点有完全相同的环境， 这种点的阵列称为点阵，点阵中规则排列的几 何点称为阵点。 • 若从晶体的平移对称特性出发，则所有晶体对 应着14种不同的点阵，称为14种布拉菲点阵。
晶体的基本对称性
• 对称性是晶体最重要的基本特征之一。
• 对称操作 使各原子的位置发生变换，变换后晶体的结构状态与变 换前正好相同的操作。 • 晶体基本的对称操作有点操作和平移操作。 点对称操作：在对称操作过程中保持空间至少有一个不 动点的操作。
根据实际晶体主要的点对称特征可以把所有晶体划分成 7种晶系，即三斜、单斜、正交、四方、立方、三方、 六方。
晶体缺陷和强度理论
非晶合金的强度研究及进展非晶合金，又称金属玻璃，由于具有优异的物理、化学、光学、磁学和力学性能，受到人们的普遍关注，成为材料领域的研究热点之一。
大量的研究与开发工作表明，非晶合金材料在许多实用性能方面具有十分明显的优势，具有良好的应用前景。
非晶合金研究的进展，不仅突破了长期以来金属合金只能以结晶态形式凝固这一传统认识，丰富了合金液固相变理论，而且在合金的非晶形成能力、非晶合金的相结构及其相演化过程、非晶合金的性能等方面的研究都取得了大量成果。
1非晶合金的发展历史自从1960 年首次用熔体快速凝固方法制备出Au-Cu 非晶合金以来，在随后的30 年里，大量的非晶合金已经被制备出来。
众所周知，在1990年以前可以用105K/s 的冷却速率制备出Fe 基、Co 基和Ni 基非晶合金，但这些合金的厚度都小于50 µm，其中，作为特例的贵金属基Pd-Ni-P 和Pt-Ni-P 合金系，其临界冷却速度也在103 K/s 的数量级。
在1974 年Chen对Pb-T-P(T=Ni, Co, Fe)合金进行了系统的研究并制备出了厚度为 1 mm 的非晶合金。
在1982 年，可以制备出临界尺寸较大的Au55 Pd22.5 Sb22.5非晶合金。
虽然在大块非晶合金的研究中取得了突出的进展，但是这些合金的成本昂贵，在长达十几年的时间内，利用非贵金属制备大块非晶合金的愿望始终未能实现，使非晶合金的应用范围受到很大限制。
上世纪八十年代后期，日本学者 A. Inoue(井上明久)领导的课题组首先在非贵金属系大块非晶合金制备方面取得了突破，并受到同行的关注。
自从1988 年以来，发现可以用更低的临界冷却速率制备出新的多组元合金体系，包括Mg 基、Zr基、Fe 基、Pd基[、La 基、Ti基和Ni 基合金体系。
由于发现了具有很强的非晶形成能力的合金体系，使得在临界冷却速度低于102 K/s 的条件下，用一般的工艺方法(铜模铸造方法等)即可获得三维尺寸在毫米以上量级的大块非晶合金。
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硅单晶漩涡缺陷的铜缀饰腐蚀显示实验：在研究Si中Cu行 为的基础上 拟定合理的缀饰工艺，在采用择优腐蚀来显示 铜缀饰增强后的漩涡缺陷,参照半导体学报铜缀饰具体工艺 过程为： ①切片、研磨、抛光 ②镀铜和铜缀饰 ③再次研磨抛光后，择优腐蚀
在半导体材料硅单晶上， Dash用铜缀饰样品，并对 位错进行了观察。由于Si是 不透明的，因而他使用了对 Si是透明的红外显微镜。在 加温和应力的条件下拍得的 一个正在开动的位错增殖机 ――Frank-Read源。
金相面的确定
在掺Te的GaAs单晶中，我们要观察一个平面型的 位错网络，根据缺陷的知识，可断定这个网络所 在的平面平行于一个{111}面。根据腐蚀剂的性质， 我们选用A/B腐蚀剂，因为它适用于GaAs单晶的 各低指数面，对(111), 显示面比较清晰，且能显 示出位错线。在标准条件下(65℃，10分钟)，A/B 腐蚀剂的腐蚀深度d约为0.01 mm。 如果选定的金相面平行于网络所在的(111)面，那 么在制备金相面时很可能不是把网络去掉了，就 是与网络的距离大于腐蚀深度d。在这两种情况下， 腐蚀后都不能显示出位错网络来。
微缺陷的增强
微缺陷严重地影响着电路的成品率，当它们的尺度较大时 可以用腐蚀法显示，用金相显微镜观察.当它们刚刚成核， 没有经过长大的过程时，由于尺度很小，就不能用腐蚀法 显示和观察，这时，可在1100℃进行3小时的热处理，使 这些核长大，我们称之为使微缺陷增强,经过增强处理的微 缺陷可以腐蚀显示。 微缺陷的增强是一种常用 的检查抛光质量的方法， 下图是硅片抛光划痕经热 氧化后产生的热氧化层错, 采用工艺为： 1100±10 ℃，保温三小时， 通入水蒸汽。
为了提高观察到网络的几 率，我们使选定的金相面 与网络所在的平面成一小 的夹角α ，取α≈1 0 网络所在的{111}面为PQ， 它和金相面MN的夹角为 α≈1 0从表面MN腐蚀掉d ≈ 0.01mm的一层，得到金相 观察表面UV，显示出网络 宽度OA。通过简单的几何 计算，可以得到 OA=0.5mm。 取a为1 0对金相观察是较适 宜的。
半绝缘晶片位错与微缺陷明场像与暗场像
利用晶体中位错与微缺陷的相互作用关系不仅可以判断 出缺陷的位置，而且不会破坏缺陷的结构。
磨层腐蚀与连续腐蚀
当金相表面出现某些腐蚀坑时，为了确 定它们是不是位错露头，可采用磨层腐 蚀法。如果在前后两次获得的照片上蚀 坑的数目和位置一一对应，则可断定这 种蚀坑对应于位错露头。因为位错是一 种线状缺陷，是从露头处向晶体内部延 伸，因而去掉一层后，在新的表面上仍 然有露头存在。因磨层不是太厚，露头 的位置也不会移动很大。磨层腐蚀也可 进行多次，每次都拍下金相照片，并测 出磨层的厚度，这样就可以描绘出位错 线的立体分布 。 应当注意到有时位错坑会减少，这可能 是因为位错线的走向变得平行于晶体表 面的缘故。
Hale Waihona Puke 利用投影和立体腐蚀的方法观察到掺Te的GaAs单晶中的 螺线位错图中字母B所标出的两段清楚地显示了立体腐 蚀的效果。
根据不同半导体材料的性能，我们应选择相应 的腐蚀剂缺陷研究方法！
半导体晶体缺陷 显微镜研究中的若干方法
显微镜研究晶体缺陷的两个方面
用显微镜研究晶体缺陷的发展可分为两个方面: 其一是采用各种专用显微镜。例如, 根据泽尼克 原理制造的位相衬度显微镜 (它能把物体产生的位 相衬度转换成可见的强度衬度)，和根据诺玛斯基 原理制造的微分千涉衬度显微镜等。 其二是在样品的制备和处理方面主要是寻找优秀 的腐蚀剂。每种晶体都有一系列的腐蚀剂, 而且还 在不断出现新型的腐蚀剂.
晶体缺陷显微镜研究中的方法
缀饰法
腐蚀剂有时对某些晶体缺陷不能显示，或者用透射法观察 时不能产生明显的衬度，此时可采用扩散的方法或其他方 法使某些重金属原子优先淀积在缺陷上，这就称为用重金 属原子对晶体缺陷进行了缀饰。 经过缀饰的晶休缺陷容易用腐蚀剂显示，这是由于缺陷上 淀积了重金属原子，它们对光线强烈散射，当用透射显微 镜观察时可形成强烈的反差 。
抛光划痕经氧化后的热氧化层错
利用微缺陷与位错的相互作用观察位错
根据相关文献中对半绝缘砷化镓单晶中晶体缺陷的化学腐 蚀后显微观察及TEM、SEM研究结果可知：在GaAs晶体 中微缺陷由于受到位错应力场的作用而被吸附到位错附近， 在位错密度较低区域，微缺陷呈点状分布，随位错密度增 大，由于同号位错相互吸引，异号位错相互排斥而形成位 错排、星型结构或网状结构分布。微位错也同样按线状、 星状结构或网络结构分布。 也就是说微缺陷与位错分布有着强烈的依赖关系，位错吸 附微缺陷，微缺陷缀饰位错。
投影腐蚀与立体腐蚀
根据报道，某些腐蚀剂具有“记忆效应”，就是说，在金 相面上腐蚀得到的腐蚀图样，当继续进行腐蚀时，尽管晶 体缺陷本身已经被腐蚀掉了，但他们的腐蚀图形仍然留在 新的腐蚀表面上。当一片晶片内分布着若干位错线，只要 加长腐蚀时间，所有位错线的腐蚀图形都会保存在最后的 一个金相面上。这相当于该晶片中所有的位错线在这个最 后的金相面上的二维投影。将拍得的金相照片与透射X射线 形貌照片相比较，发现各条位错线能很好对应。Shifrin报 道了多种半导体晶体和多种腐蚀剂都有投影腐蚀的现象。 在用A/B腐蚀剂对重掺Te, GaAs材料的腐蚀研究中看到， 在最后的金相面上，位错的腐蚀图形的宽度，与原位错线 距该金相面的距离对应，也就是说，距该金相面越远的位 错线，得到的腐蚀图形越宽，越近则越窄，因而就出现了 立体感这一效果。根据位错线腐蚀图形的宽窄，可以判断 出位错线距该金相面的远近。