扫一扫
关注中图网
官方微博
本类五星书更多>
-
>
湖南省志(1978-2002)?铁路志
-
>
公路车宝典(ZINN的公路车维修与保养秘籍)
-
>
晶体管电路设计(下)
-
>
基于个性化设计策略的智能交通系统关键技术
-
>
德国克虏伯与晚清火:贸易与仿制模式下的技术转移
-
>
花样百出:贵州少数民族图案填色
-
>
识木:全球220种木材图鉴
铝硅合金共晶生长与沉淀强化 版权信息
- ISBN：9787030702319
- 条形码：9787030702319 ; 978-7-03-070231-9
- 装帧：一般胶版纸
- 册数：暂无
- 重量：暂无
- 所属分类：>
铝硅合金共晶生长与沉淀强化 内容简介
近二十年里，人们对Al-Si系铸造合金做了大量的研究与开发，无论是基础研究，还是开发应用中都取得了较大的成果，反映这方面的研究进展。然而，至今尚未看到过一本系统介绍Al-Si系铸造合金的著作，本书的写作目的是期望填补这一空缺。本书共5章，章中简要概述了铸造Al-Si合金基础知识及其近二十年来的研究进展；第2-5章Al-Si合金共晶（团）形核与生长；共晶Si生长行为；锶变质及其与合金元素交互作用；Al-Si-Cu-Mg合金沉淀强化与断裂行为。
铝硅合金共晶生长与沉淀强化 目录
目录
前言
第1章 概述 1
1.1 Al-Si合金共晶凝固 1
1.1.1 Al-Si合金共晶凝固特征 1
1.1.2 Al-Si合金共晶形核 2
1.2 Si晶体的微观特征及其生长 3
1.2.1 Si相的晶体学特点 3
1.2.2 片状共晶Si的生长机制 4
1.3 共晶Si变质机理研究现状 8
1.3.1 变质现象 8
1.3.2 共晶Si变质机理 10
1.3.3 相关质疑 13
1.4 Al-Si合金晶粒细化 14
1.4.1 Al-Si合金晶粒细化处理 14
1.4.2 Al-Si合金晶粒细化机理 15
1.4.3 细化衰退及毒化 18
1.5 合金化与热处理 19
1.5.1 合金元素对Al-Si合金组织和性能的影响 19
1.5.2 Al-Si合金热处理 21
1.5.3 微量合金元素对Al-Si合金沉淀强化的影响 23
第2章 铝硅合金共晶形核与生长 26
2.1 引言 26
2.2 电子背散射衍射分析技术 27
2.2.1 电子背散射衍射扫描分析系统简介及其样品制备 27
2.2.2 晶粒位向分析方法——点分析和面分析 28
2.3 基于电子背散射衍射扫描分析Al-Si共晶（团）晶粒结构 30
2.3.1 未变质Al-Si合金电子背散射衍射扫描 30
2.3.2 Sr变质Al-Si合金电子背散射衍射扫描 32
2.3.3 Al-Si合金共晶（团）晶粒及其形成 34
2.4 Al-Si共晶（团）晶粒形核行为 36
2.4.1 Al-Si共晶形核位置分析 36
2.4.2 组织中富Fe相与Si相的相关性观察 38
2.4.3 Al-Si-(Fe)合金结晶序列 42
2.4.4 Al-Si-(Fe)合金凝固热分析 43
2.4.5 共晶Si形核机理讨论 45
2.5 共晶（团）晶粒细化 46
2.5.1 Zr复合盐与Al-Si熔体反应析出相 46
2.5.2 微观组织观察 47
2.5.3 分析与讨论 48
第3章 共晶硅的生长行为 49
3.1 引言 49
3.2 未变质共晶Si的形貌及端部特征 49
3.2.1 未变质共晶Si三维形貌特征 49
3.2.2 未变质共晶Si端部特征 50
3.2.3 未变质共晶Si生长特征分析 56
3.3 共晶Si的生长机制 57
3.3.1 共晶Si表面的台阶特征 57
3.3.2 台阶的形成机制 58
3.3.3 台阶的聚并 61
3.3.4 共晶Si生长机制 62
3.3.5 孪晶面凹角对共晶Si生长的贡献 64
3.4 Si晶体界面稳定性与分枝 66
3.4.1 界面特征 66
3.4.2 共晶Si分枝特征 69
3.4.3 界面失稳及其分枝机制 71
第4章 锶变质及其与合金元素交互作用 73
4.1 引言 73
4.2 Sr的变质效应 73
4.2.1 Sr变质共晶Si形貌 73
4.2.2 冷却速率及Sr量对共晶Si变质度影响 74
4.2.3 富Sr化合物与局部变质不良 77
4.3 Sr变质共晶Si的晶体缺陷与界面微观结构 79
4.3.1 厚孪晶与薄孪晶 79
4.3.2 界面微观结构及微孪晶 82
4.3.3 中心脊处特征观察 85
4.4 Sr变质共晶Si生长机制探讨 86
4.4.1 共晶Si变质机制简述 86
4.4.2 Sr原子与台阶的相互作用 87
4.4.3 “Zigzag”孪晶及其他缺陷对Si枝晶生长影响 89
4.4.4 界面宏观形状对小面生长机制影响 90
4.5 Mg、MM与Sr的交互作用 92
4.5.1 Mg对Al-Si合金微观组织影响 92
4.5.2 Mg对枝晶α-Al相影响分析 94
4.5.3 Mg对共晶Si形貌影响分析 96
4.5.4 Mg对Sr变质的Al-Si合金微观组织影响 96
4.5.5 Mg与Sr交互作用及反应产物 98
4.5.6 MM与Sr交互作用及反应产物 101
第5章 Al-Si-Cu-Mg合金的富Cu相析出与固溶 105
5.1 引言 105
5.2 Al-Si-Cu-Mg合金中富Cu相的析出 106
5.2.1 Al-Si-Cu-Mg合金相组成 106
5.2.2 未变质Al-10%Si-3%Cu-0.3%Mg合金中的富Cu相析出 107
5.2.3 Sr变质Al-10%Si-3%Cu-0.3%Mg合金中的富Cu相析出 111
5.3 固溶过程中富Cu相的溶解 113
5.3.1 DSC分析 113
5.3.2 富Cu相的溶解行为 117
5.4 合金力学性能（T4态）与固溶强化 123
5.4.1 力学性能（T4态）123
5.4.2 T4态合金固溶强化分析 125
5.5 Al-Si-Cu-Mg合金断裂行为 126
5.5.1 断口形貌微观特征 127
5.5.2 合金断裂行为分析 130
第6章 Al-Si-Cu-Mg合金沉淀强化行为 137
6.1 引言 137
6.2 Al-Si-Cu-Mg合金时效析出行为 137
6.2.1 Al-Si-Cu-Mg合金时效硬化曲线 137
6.2.2 脱溶沉淀过程分析 139
6.2.3 峰值时效组织中沉淀相特征与分析 141
6.2.4 Al-Si-Cu-Mg合金时效析出行为分析 147
6.3 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效析出行为的影响 148
6.3.1 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效硬化曲线的影响 148
6.3.2 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效沉淀动力学过程的影响 149
6.3.3 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效组织的影响 150
6.3.4 组织中颗粒相及棒状相形成 153
6.4 Al-Si-Cu-Mg-(Zr)合金时效析出机制 157
6.4.1 合金元素的影响 157
6.4.2 位错的影响 159
6.5 Al-Si-Cu-Mg-(Zr)合金沉淀强化分析 161
6.5.1 合金力学性能与断口形貌 161
6.5.2 沉淀强化机制 164
参考文献 167
前言
第1章 概述 1
1.1 Al-Si合金共晶凝固 1
1.1.1 Al-Si合金共晶凝固特征 1
1.1.2 Al-Si合金共晶形核 2
1.2 Si晶体的微观特征及其生长 3
1.2.1 Si相的晶体学特点 3
1.2.2 片状共晶Si的生长机制 4
1.3 共晶Si变质机理研究现状 8
1.3.1 变质现象 8
1.3.2 共晶Si变质机理 10
1.3.3 相关质疑 13
1.4 Al-Si合金晶粒细化 14
1.4.1 Al-Si合金晶粒细化处理 14
1.4.2 Al-Si合金晶粒细化机理 15
1.4.3 细化衰退及毒化 18
1.5 合金化与热处理 19
1.5.1 合金元素对Al-Si合金组织和性能的影响 19
1.5.2 Al-Si合金热处理 21
1.5.3 微量合金元素对Al-Si合金沉淀强化的影响 23
第2章 铝硅合金共晶形核与生长 26
2.1 引言 26
2.2 电子背散射衍射分析技术 27
2.2.1 电子背散射衍射扫描分析系统简介及其样品制备 27
2.2.2 晶粒位向分析方法——点分析和面分析 28
2.3 基于电子背散射衍射扫描分析Al-Si共晶（团）晶粒结构 30
2.3.1 未变质Al-Si合金电子背散射衍射扫描 30
2.3.2 Sr变质Al-Si合金电子背散射衍射扫描 32
2.3.3 Al-Si合金共晶（团）晶粒及其形成 34
2.4 Al-Si共晶（团）晶粒形核行为 36
2.4.1 Al-Si共晶形核位置分析 36
2.4.2 组织中富Fe相与Si相的相关性观察 38
2.4.3 Al-Si-(Fe)合金结晶序列 42
2.4.4 Al-Si-(Fe)合金凝固热分析 43
2.4.5 共晶Si形核机理讨论 45
2.5 共晶（团）晶粒细化 46
2.5.1 Zr复合盐与Al-Si熔体反应析出相 46
2.5.2 微观组织观察 47
2.5.3 分析与讨论 48
第3章 共晶硅的生长行为 49
3.1 引言 49
3.2 未变质共晶Si的形貌及端部特征 49
3.2.1 未变质共晶Si三维形貌特征 49
3.2.2 未变质共晶Si端部特征 50
3.2.3 未变质共晶Si生长特征分析 56
3.3 共晶Si的生长机制 57
3.3.1 共晶Si表面的台阶特征 57
3.3.2 台阶的形成机制 58
3.3.3 台阶的聚并 61
3.3.4 共晶Si生长机制 62
3.3.5 孪晶面凹角对共晶Si生长的贡献 64
3.4 Si晶体界面稳定性与分枝 66
3.4.1 界面特征 66
3.4.2 共晶Si分枝特征 69
3.4.3 界面失稳及其分枝机制 71
第4章 锶变质及其与合金元素交互作用 73
4.1 引言 73
4.2 Sr的变质效应 73
4.2.1 Sr变质共晶Si形貌 73
4.2.2 冷却速率及Sr量对共晶Si变质度影响 74
4.2.3 富Sr化合物与局部变质不良 77
4.3 Sr变质共晶Si的晶体缺陷与界面微观结构 79
4.3.1 厚孪晶与薄孪晶 79
4.3.2 界面微观结构及微孪晶 82
4.3.3 中心脊处特征观察 85
4.4 Sr变质共晶Si生长机制探讨 86
4.4.1 共晶Si变质机制简述 86
4.4.2 Sr原子与台阶的相互作用 87
4.4.3 “Zigzag”孪晶及其他缺陷对Si枝晶生长影响 89
4.4.4 界面宏观形状对小面生长机制影响 90
4.5 Mg、MM与Sr的交互作用 92
4.5.1 Mg对Al-Si合金微观组织影响 92
4.5.2 Mg对枝晶α-Al相影响分析 94
4.5.3 Mg对共晶Si形貌影响分析 96
4.5.4 Mg对Sr变质的Al-Si合金微观组织影响 96
4.5.5 Mg与Sr交互作用及反应产物 98
4.5.6 MM与Sr交互作用及反应产物 101
第5章 Al-Si-Cu-Mg合金的富Cu相析出与固溶 105
5.1 引言 105
5.2 Al-Si-Cu-Mg合金中富Cu相的析出 106
5.2.1 Al-Si-Cu-Mg合金相组成 106
5.2.2 未变质Al-10%Si-3%Cu-0.3%Mg合金中的富Cu相析出 107
5.2.3 Sr变质Al-10%Si-3%Cu-0.3%Mg合金中的富Cu相析出 111
5.3 固溶过程中富Cu相的溶解 113
5.3.1 DSC分析 113
5.3.2 富Cu相的溶解行为 117
5.4 合金力学性能（T4态）与固溶强化 123
5.4.1 力学性能（T4态）123
5.4.2 T4态合金固溶强化分析 125
5.5 Al-Si-Cu-Mg合金断裂行为 126
5.5.1 断口形貌微观特征 127
5.5.2 合金断裂行为分析 130
第6章 Al-Si-Cu-Mg合金沉淀强化行为 137
6.1 引言 137
6.2 Al-Si-Cu-Mg合金时效析出行为 137
6.2.1 Al-Si-Cu-Mg合金时效硬化曲线 137
6.2.2 脱溶沉淀过程分析 139
6.2.3 峰值时效组织中沉淀相特征与分析 141
6.2.4 Al-Si-Cu-Mg合金时效析出行为分析 147
6.3 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效析出行为的影响 148
6.3.1 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效硬化曲线的影响 148
6.3.2 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效沉淀动力学过程的影响 149
6.3.3 Zr对Al-Si-Cu-Mg合金时效组织的影响 150
6.3.4 组织中颗粒相及棒状相形成 153
6.4 Al-Si-Cu-Mg-(Zr)合金时效析出机制 157
6.4.1 合金元素的影响 157
6.4.2 位错的影响 159
6.5 Al-Si-Cu-Mg-(Zr)合金沉淀强化分析 161
6.5.1 合金力学性能与断口形貌 161
6.5.2 沉淀强化机制 164
参考文献 167
展开全部
铝硅合金共晶生长与沉淀强化 节选
第1章 概述 Al-Si二元合金属于简单共晶型合金[1]，如图1-1所示。共晶转变温度为577℃，其成分为12.6%Si（质量分数），室温下只有α(Al)和β(Si)两相。α相是 Si溶于 Al的固溶体，在577℃时 Si在 Al中的溶解度为1.65%，在室温下仅为0.05%，α相的性能与纯铝相似，故也称铝相；β相是 Al溶于 Si的固溶体，其固溶度极小（一般忽略），其性质与纯硅相似，又称硅相。工业上应用的铸造 Al-Si主要有亚共晶型、共晶型及过共晶型，其中亚共晶型（如 A356，Si：6%～8%）Al-Si合金具有良好铸造性能和力学性能，应用极为广泛，其研究与开发一直受到关注。 图1-1 Al-Si二元合金相图 1.1 Al-Si合金共晶凝固 1.1.1 Al-Si合金共晶凝固特征 正常凝固条件下， Al-Si合金共晶组织为非规则共晶。由于 Si相为小平面相，具有强烈的生长各向异性特点，在生长过程中共晶两相的位置不能进行光滑调整。同时，晶体生长方向受传热条件的控制作用不明显，晶体学各向异性是决定生长方向的关键因素。此外，依据合金成分不同或凝固条件变化，可获得部分或全部共晶结构[2，3]。 定向凝固研究表明，未变质 Al-Si合金，(α+Si)两相共生生长的固-液界面前沿是非平面的， Si相为领先相，突出于生长界面并伸入液相中，生长界面是非等温的，具有明显的棱角的小面形貌；同时受杂质元素或生长条件的影响，容易产生侧向分枝。因此，领先的 Si相构成了共晶（团）晶粒的骨架，整个共晶（团）晶粒的形状取决于领先相在各个方向的生长情况[4，5]。由于领先的共晶 Si相生长速率大于共晶α相的生长速率，在其生长过程中，可贯穿到相邻的共晶（团）晶粒或枝晶α-Al相中，使得*后凝固的共晶晶界以及共晶与初生枝晶α-Al的（亚共晶成分）晶界相互交错穿插，无法判断真正的晶界。因此，在普通光学显微镜(OM)下，只能观察到共晶组织的总体特征，无法判断共晶（团）晶粒大小、数量及形态，这为深入研究共晶（团）晶粒的形核、生长带来了一定的困难。尽管透射电镜（TEM）可以详细分析两相之间的位向关系，但由于观察的视场范围很小，很难全面地反映共晶两相结构特征。 Al-Si二元合金和 Fe-C二元合金同属于小面-非小面类型的共晶合金，有许多相同或相似的结晶学特征。 Fe-C二元共晶合金利用杂质元素在晶界上的偏聚，使用适当的腐蚀剂，可以观察到 Fe-C共晶团[6]。理论上讲， Al-Si两相共生生长同样应该形成共晶（团）晶粒，为了观察 Al-Si共晶团，人们做了许多努力，遗憾的是并没有获得成功。长期以来， Al-Si共晶（团）晶粒研究一直困扰着人们。 1.1.2 Al-Si合金共晶形核 Al-Si共晶转变发生在凝固的*后阶段，其数量、形态以及分布不仅影响合金力学性能，同时显著地影响微观组织缺陷的形成，尤其是缩孔、缩松。从目前的研究现状来看，对于共晶凝固过程的研究存在较大的分歧，深入这方面的工作，有利于获得高品质的铸造合金材料。 澳大利亚昆士兰大学 Dahle等[7-12]对亚共晶 Al-Si合金从共晶转变开始以及随后不同的时间内实施液淬，考察了共晶形核及生长过程。结果表明，在共晶凝固较短的时间内（共晶转变开始到液淬的时间为19 s），共晶形成从模壁开始，并有向内生长趋势；但在随后的共晶凝固过程中，共晶的形核、生长相对均匀地分布于整个枝晶间液相。随后，他们进一步的工作是基于电子背散射衍射（electron backscatter diffraction，EBSD）图像的分析。对于未变质亚共晶 Al-Si合金，共晶可以直接形核生长在初生的枝晶α-Al上；而变质的合金，共晶形核与变质元素的加入量有关，加入量较低(70～100 ppm①)时，共晶形核、生长发生在枝晶间熔体中异质形核，形成独立于初生枝晶α的共晶（团）晶粒；当加入量达到500 ppm时，共晶又直接形核、生长在初生的枝晶α-Al相上。另外， Stuart等[13]以高纯和工业纯 Al-10%Si合金（未变质）为研究对象，分别采用液淬（在共晶转变期间）工艺和正常凝固（平均冷却速率为1.5℃/s）的条件下，比较了宏观和微观组织特点。结果表明，工业纯合金组织中几乎观察不到共晶团，而高纯合金能观察到一定数量的共晶团。他们认为，在工业纯合金中，可能存在大量的异质晶核（杂质的存在），合金组织中存在大量的共晶（团）晶粒并相当细小，使得在普通光学显微镜下没有办法观察；相反对于高纯 Al-Si合金，由于熔体中异质晶核的数量较少，共晶（团）晶粒的尺寸较大，容易观察。但没有直接给出相应的证据和明确的解释。 众所周知， Al-Si两相共生生长时， Si为先导相， Al-Si合金共晶形核的本质是 Si相形核，长期以来，人们一直认为，合金中微量的 P对 Si相形核起着重要的作用。因为 P在铝合金中以 AlP的形式存在，其晶格类型与晶格常数(5.42×10.10 m)可以作为 Si相的理想晶核，在工业生产中 P细化初晶 Si已经成为一种常规工艺。 Shankar等[14]借助于 TA（热分析）、SEM（扫描电镜）、TEM（透射电镜）等技术，详细研究了超高纯 Al-7%Si合金的共晶形核问题。基于计算相图，在575℃左右，存在一个不变的 L→αAl+β-(Al， Si， Fe)+Sieut三相平衡，同时， TEM观察及相应的 SAD（选区衍射花样）进一步表明：初生枝晶α-Al相作为富 Fe相的形核衬底，共晶 Si则形核在富 Fe相上，随后发生(α+Si)两相共生生长。并明确指出， SEM和 TEM的观察都没有发现 AlP作为共晶 Si形核衬底，间接否定了 P作为共晶 Si相的作用。同样，Heiberg等[15]通过定向凝固对356合金（未变质）共晶转变的瞬间实施液淬，结果表明，在固-液界面的前沿（液相）共晶（团）晶粒中，电子探针测得富有较高 Fe、Mg等合金元素，直接或间接说明了共晶形核与合金中杂质元素有关。 1.2 Si晶体的微观特征及其生长 1.2.1 Si相的晶体学特点 Si晶体属于面心立方晶格，具有金刚石结构[6，16]。虽然属于小平面相，但其{111}密排面的 Jackson因子数并不高。 Jackson因子α=L0/KTE×η1/ν。式中， L0为单个原子相变时的内能改变，可以近似地看成相变潜热； K为玻尔兹曼常数； TE为相平衡温度； L0/KTE为单个原子的相变熵，硅的相变熵 L0/KTE=3.56；η1/ν取决于晶体的结构和界面指数；ν为晶体内一个原子的近邻数，即配位数；η1为原子在晶面的邻近数，它取决于界面的取向。硅的{111}面的取向因子*大，即η1/ν=3/4，因而α{111}Si=2.6772。而{110}面和{100}的取向因子η1/ν分别为1/4和2/4，因此α{110}Si=0.89＜2，α{100}Si=1.78＜2。所以只有{111}面为光滑界面，而其他均为粗糙界面。因此， Si晶体处于小平面生长与非小面的界线位置上，同 Bi、Sb相似，属于边界材料，这类边界材料具有以下两个特点[5，17，18]： （1）在晶体的平衡凝固界面上存在原子尺度的生长台阶（由缺位原子和附加原子组成），而不是绝对光滑的。 （2）当晶体在平衡凝固温度以下凝固时，随着冷却速率提高，凝固界面上固有生长台阶的密度增大，即发生界面粗糙化转变，并表现为从各向异性生长向各向同性生长过渡。 因此，由于 Si的晶体学特点，在不同的凝固条件和成分条件下，会表现出不同的生长行为和形貌特征。基于定向凝固技术， Day和 Hellawell详细研究了凝固条件（生长速率 R，温度梯度 G）与 Al-Si共晶微观组织的关系，如图1-2所示[1]。当生长速率 R＜5μm/s时，温度梯度（G）足够大，区域 A所对应的组织为（a），共晶 Si形貌为无规则的厚片（块）状，生长界面为平直的等温面，共晶体中的部分 Si晶体并不是相互连接的，其表面包含{111}面的生长孪晶。在区域 B，共晶 Si的形貌取决于温度梯度（G），当 G接近 A区时，其形貌特征为棒状，断面为颗粒状，具有〈100〉的择优生长方向，见图（b）；随着温度梯度（G）下降，共晶 Si形貌呈板片状且侧面分枝的倾向，具有四重对称的特征，见图（c）；进一步降低温度梯度（G），即图中（B+C）区域，共晶 Si为板片和无规则针片状混合组织。随着生长速率（5μm/s＜R＜400μm/s）进一步增大到区域 C，共晶 Si形貌呈无规则的针片状，见图（d），即通常铸造条件下共晶 Si形貌特征。当生长速率进一步增大，即区域 D，超过400～1000μm/s时，共晶 Si由板片状转化为细小的纤维状，所对应的组织见图（e），即通常所说的激冷变质。以上研究表明，凝固条件对共晶 Si形貌的影响极为显著。 图1-2 生长速率及温度梯度与 Al-Si合金微观组织关系[1] 1.2.2 片状共晶 Si的生长机制 1.孪晶面凹角生长机制 凹角生长机制*初是由 Stranski提出的，只要奇异面上有凹角存在，就能像位错的露头一样，在凹角处不断产生台阶，促进奇异面的生长[18]。对于金刚石结构的晶体，其惯态是多面体，孪晶面的露头处存在三个凹角和凸角，分别为219°和141°，见图1-3（a）。凸角对生长没有贡献，但凹角处二维核优先形成，由晶面生长的淘汰律可知，*后凹角越来越小，形成具有6个凸角的多面体，此时晶体将无法长大。由此可知，凹角生长机制要求在生长过程中持续发挥作用，就要求凹角永不消失。后来 Hamilton和 Seindensticker提出了至少要有两个以上的孪晶面，才能使晶体按凹角机制不断生长，见图1-3（b）[1，18]；当Ⅰ型凹角（141.5°）处形成一层晶体后，新的晶体层与凸角构成新的Ⅱ型凹角（109.5°），即Ⅰ型凹角与Ⅱ型凹角不断交替，相互依存，永不消失，如此不断重复的凹角使得晶体能持续生长。关于凹角生长机制*令人信服的证据是道森（Dowson）在低饱和度的溶液中获得的 n-C100H202晶体，观察到每片晶体中都存在孪晶，同时在*快的生长面上观察到有孪晶产生的凹角。 Billig等在锗枝晶的生长中也观察到类似的结果，后来许多学者用孪晶面凹角生长（TPRE）机制来解释片状共晶 Si的生长行为[1，18]。 图1-3 孪晶凹角生长机制[18] Kobayashi和 Hogan从晶体几何学角度和界面能*小原理出发，论证了片状的 Si晶体形核和生长机制[1，19]。他们认为，先由两个四面体（Si原子按一定的方式排列）构成八面体形成临界晶核，见图1-4（a）；临界晶核一旦形成，熔体中的 Si原子可以附着其表面， Si晶体开始生长，为了符合界面能*小原理，可看成用{111}去截取两个棱角，即形成{111}孪晶面，见图1-4（b）；当出现两个或更多的{111}孪晶面时，诱发 Si晶体以 TPRE机制生长，图1-5形象地描绘板片状的共晶 Si分枝特征。 基于 TPRE机制， Shamsuzzoha和 Hogan等[20-22]进一步解释了片状 Si的生长模式，如图1-6所示。Si晶体的内在缺陷（孪晶）平行于片状 Si的表面，在 Si晶体生长末端是由(111) A和(111) B形成孪晶凹角，熔体中的原子优先附着在凹角内，使得 Si晶体在112方向上快速生长，形成片状的形貌特征；同时，孪晶的作用可使得片状共晶的{111}惯性面形成70.5°（或109.5°）的大角分枝。 图1-4 孪晶核的形成过程[1] 图1-5 片状 Si的分枝特征[22] 图1-6 片状 Si晶体生长及分枝的位向关系[21] 尽管在片状的共晶 Si中发现孪晶，但许多研究者[23-30
书友推荐
- >
莉莉和章鱼
莉莉和章鱼
¥14.3¥42.0 - >
唐代进士录
唐代进士录
¥25.9¥39.8 - >
名家带你读鲁迅:故事新编
名家带你读鲁迅:故事新编
¥13.0¥26.0 - >
月亮虎
月亮虎
¥14.4¥48.0 - >
山海经
山海经
¥20.4¥68.0 - >
推拿
推拿
¥12.2¥32.0 - >
罗庸西南联大授课录
罗庸西南联大授课录
¥13.8¥32.0 - >
大红狗在马戏团-大红狗克里弗-助人
大红狗在马戏团-大红狗克里弗-助人
¥5.1¥10.0
本类畅销
-
黑科技驱动世界的100项技术
¥21.9¥69.8 -
黑科技:驱动世界的100项技术(八品)
¥21.9¥69.8 -
指火控弹道与射击诸元理论
¥38.7¥49 -
智能照明工程手册
¥29.9¥49.8 -
光电直读光谱分析技术与应用
¥38.7¥49 -
服务型制造
¥76.3¥109
