金属钨中螺位错的运动

论文学科类别：130金属钨中螺位错的运动田晓耕1， Chungho Woo21. 西安交通大学机械结构强度与振动国家重点实验室，西安，7100492. 香港理工大学机械工程系，香港，九龙，红磡摘要采用Acland势，利用分子动力学方法研究了剪切力作用下金属钨中1/2a<111>螺位错的运动。

根据线弹性理论在完好体心立方晶体中形成位错线沿<111>方向的螺位错，施加合适的边界条件对含螺位错的原子结构进行松弛，获得平衡态的位错结构。

发现平衡态的位错核心由位于{110}平面三个沿<112>方向呈对称的皱褶组成。

当外加剪力增大到一定程度时位错核心将会运动。

当剪切力较小时，位错核心运动呈现“之”字形；剪2[方向以直切力增大后，位错运动开始阶段仍呈“之”字形运动，以后位错主要沿]线运动，位错运动的速度随着施加剪切力的增加而增大。

同时发现使螺位错开始运动的派纳力明显大于刃位错的派纳力。

关键词分子动力学；螺位错；错合度The movement of screw dislocations in tungstenTian Xiaogeng1 Chungho Woo21.The State Key Laboratory of Mechanical Structural Strength & Vibration, Xi’anJiaotong University, Shaanxi, 710049, P. R. C.2.Department of Mechanical Engineering, The Hong Kong Polytechnic University,Hung Hom, Kowloon, Hong KongAbstract Using Acland potential for tungsten, the movement of 1/2a<111> screw dislocation under shear force was investigated by molecular dynamics simulation. Equilibrated core structure was obtained by relaxation of screw dislocation with proper boundary conditions. We found that the equilibrium dislocation core has three-fold symmetry and spread out in three <112> direction on {110} planes. The dislocation moves in zigzag at the beginning of the dislocation moves or when the acted shear stress is small. When the shear stress gets larger,2[ direction，and the larger shear11the dislocation will move almost in straight line in ]stress applied, the higher velocity obtained. We also found that the mobility of screw dislocations is lower than edge dislocations.Key words Molecular dynamics, Screw dislocation, Disregistry前言很多晶体的物理性质都或多或少地受到晶体中位错的影响，特别是位错的动态特性在塑性理论中起着重要的作用，如晶体中位错的密度和运动速度就直接决定了材料的塑性行为。

陶瓷材料和聚合物材料虽然比较脆，但也有滑移面的存在。

金属材料的变形主要是通过滑移实现的，位错对于理解金属材料的一些力学行为特别有用。

而位错理论可以解释材料的各种性能和行为，特别是变形、损伤和断裂机制，相应的学科为塑性力学、损伤力学和断裂力学。

另外，位错对晶体的扩散和相变等过程也有较大影响。

首先，滑移解释了金属的实际强度与根据金属键理论预测的理论强度低得多的原因。

此外，金属材料拉伸断裂时，一般沿450截面方向断裂而不会沿垂直截面的方向断裂，原因在于材料在变形过程中发生了滑移。

其次，滑移赋予了金属材料的延性。

如果材料中没有位错，铁棒就是脆性的，也就不可能采用各种加工工艺，如锻造等将金属加工成有用的形状。

第三，通过干预位错的运动，进行合金的固溶强化，控制金属或合金的力学性能。

把障碍物引入晶体就可以阻止位错的运动，造成固溶强化。

如板条状马氏体钢( F12钢)等。

第四，晶体成型加工过程中出现硬化，这是因为晶体在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错运动变得越来越困难。

第五，含裂纹材料的疲劳开裂和断裂、材料的损伤机理以及金属材料的各种强化机制都是以位错理论为基础。

金属的强化strengthening of metals通过合金化、塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强度，称为金属的强化。

所谓强度是指材料对塑性变形和断裂的抗力，用给定条件下材料所能承受的应力来表示。

随试验条件不同，强度有不同的表示方法，如室温准静态拉伸试验所测定的屈服强度、流变强度、抗拉强度、断裂强度等（见金属力学性能的表征）；压缩试验中的抗压强度；弯曲试验中的抗弯强度；疲劳试验中的疲劳强度（见疲劳）；高温条件静态拉伸所测的持久强度（见蠕变）。

每一种强度都有其特殊的物理本质，所以金属的强化不是笼统的概念，而是具体反映到某个强度指标上。

一种手段对提高某一强度指标可能是有效的，而对另一强度指标未必有效。

位错规律总结
位错是晶体中原子位置的偏移或错位，是晶体中的结构缺陷之一。

位错可以分为边界位错和螺旋位错两种类型。

位错是晶体材料中塑性变形的主要机制之一，并且具有重要的影响。

针对位错的规律总结如下：
1. 弗兰克-瓦尔斯位错规律：当晶体中存在一组边界位错时，
位错的总长度必须守恒。

具体来说，当两个滑移面之间发生位错滑移时，位错长度之和保持不变。

2. 彼勒斯位错规律：在材料的塑性变形过程中，位错沿着最密堆积晶面方向滑动，位错的伸长方向与滑动面垂直。

3. 剪切位错规律：在晶体中，剪切位错能够沿着特定的面和方向滑动，从而引起晶体的塑性变形。

剪切位错滑移的方向与剪切应力的方向相同。

4. 螺旋位错规律：螺旋位错是一种沿晶体的螺旋线形成的位错，它具有一个以单位长度平行于位错线方向的错向矢量。

螺旋位错滑移的过程中，晶体发生类似螺旋的变形。

5. 位错相互作用规律：位错之间的相互作用和排斥是晶体塑性变形的重要因素。

当两个位错靠近时，它们可能相互吸引或排斥，从而影响晶体的位错滑移和塑性形变。

总之，位错的规律总结了位错在晶体中的行为和相互作用，对于理解晶体的塑性变形和材料性能的研究具有重要意义。

螺型位错的特征1螺型位错无额外半原子面，原子错排是呈轴对称的。

2根据位错线附近呈螺旋形排列的原子旋转方向不同, 可分为右旋和左旋螺型位错。

3螺型位错线与滑移矢量平行，因此一定是直线，而且位错线的移动方向与晶体滑移方向互相垂直。

4纯螺型位错的滑移面不是唯一的。

凡是包含螺型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密排面上进行。

5螺型位错线周围的点阵也发生了弹性畸变，但只有平行于位错线的切应变而无正应变，即不会引起体积膨胀和收缩，且在垂直于位错线的平面投影上，看不到原子的位移，看不出有缺陷。

6螺型位错周围的点阵畸变随离位错线距离的增加而急剧减少，故也是包含几个原子宽度的线缺陷。

刃型位错的柏氏矢量与位错线垂直，这是刃型位错的一个重要特征螺型位错的柏氏矢量与位错线平行，这是螺型位错的一个重要特征晶向指数的确定步骤:(1)以晶胞的某一阵点O为原点,建立坐标轴X，Y, Z，以点阵矢量的长度作为坐标轴的长度单位(2)过原点O作一直线0P，使其平行于待定晶向.(3)选取距原点O最近的一个阵点P，确定P点的3个坐标值。

(4)将3个坐标值化为最小整数u,v,w,加上方括号即为待定晶向的晶向指数[uvw].晶面指数标定：(1)在点阵中设定参考坐标系，但不能将坐标原点选在待确定指数的晶面上，以免出现零截距.(2)求待定晶面在三个晶轴上的截距.若该晶面与某轴平行，则此轴上截距为∞；若与某轴负方向相截，则此轴上截距为一负值。

(3)取各截距的倒数。

(4)将三倒数化为互质的整数比，并加上圆括号，即为表示该晶面的指数,记为(hkl).晶带所有平行或相交于同一直线的这些晶面构成一个晶带．此直线称为晶带轴。

属此晶带的晶面称为晶带面。

不全位错若堆垛层错不是发生在晶体的整个原子面上而只是部分区域存在，那么，在层错与完整晶体的交界处就存在b不等于点阵矢量的不全位错。

面心立方晶体中有两种重要的不全位错：肖克莱不全位错弗兰克不全位错。

本科生上课笔记重点宏观的塑性变形是位错在外力作用下运动的结果。

位错在晶体中的运动方式有两种：滑移slip：与金属的变形密切相关攀移climba位错的滑移是在切应力作用下进行的，存在一个最小切应力。

使刃型位错滑移的切应力必须与位错线垂直。

对于刃型位错，晶体滑移的方向与位错运动方向一致。

滑移面：位错线与柏氏矢量组成的原子面，对于刃型位错，位错线与柏氏矢量垂直，因此刃位错的滑移面是唯一确定的。

使螺型位错滑移的切应力必须与位错线平行。

对于螺型位错，晶体滑移的方向与位错运动方向垂直。

滑移面：对于螺型位错，位错线与柏氏矢量平行，因此螺型位错可以有多个滑移面。

要点（1）位错的滑移面包含柏氏矢量和位错线。

（2）对于一根位错线而言，柏氏矢量是固定不变(3 )可以通过柏氏矢量和位错线的关系来判断位错特征。

b⊥t时为刃型位错，b∥t为螺型位错，对于混合型位错，b和t的角度在0°和90°。

的。

（4）位错线不能终止于完整晶体之中。

位错通常可以在包含位错线和柏氏矢量的面上滑移，在某些情况下，还能发生垂直于滑移面方向的移动，称为攀移。

只有刃型位错会发生攀移。

攀移的本质是刃型位错半原子面的向上（正攀移）或向下运动（负攀移）。

攀移时伴随物质的迁移，需要空位的扩散，需要热激活，比滑移需要更大的能量原子正常的堆剁次序遭到破坏的现象称为堆垛层错。

面缺陷包括晶界、相界和表面前面举例晶体有规则的外形，金属内部是由大量的小的单晶体组成，称为晶粒，每个晶粒内部，原子是规则排列的。

晶粒之间的界面称为晶界。

在晶界部分，原子呈不规则排列。

晶界两侧晶粒的位相差θθ<10o 小角度晶界θ>10o 大角度晶界在晶界处，原子处于较高能量状态。

这部分能量称为晶界能点缺陷、线缺陷、面缺陷、肖脱基空位、弗兰克耳缺陷、间隙原子、置换原子、刃型位错、螺型位错、位错密度、滑移、攀移、全位错、不全位错、层错、大角度晶界、小角度晶界、晶界能刃型位错和螺型位错的特征。

第３９卷第６期２０２０年１２月电㊀子㊀显㊀微㊀学㊀报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＣｈｉｎｅｓｅＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙＳｏｃｉｅｔｙＶｏｌ ３９ꎬＮｏ ６２０２０￣１２文章编号:１０００￣６２８１(２０２０)０６￣０６５０￣０６㊀㊀淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究宋㊀淼ꎬ齐东卿ꎬ杜㊀奎∗ꎬ叶恒强(中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心ꎬ辽宁沈阳１１００１６)摘㊀要㊀㊀采用透射电子显微镜和原位拉伸实验ꎬ研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中三种不同组态的位错环及其形成机理ꎮ包括因Ａｌ３Ｚｒ析出相颗粒与Ａｌ基体晶格失配及热膨胀系数差异在Ａｌ３Ｚｒ颗粒周围形成的位错环ꎻ蜷线位错分解形成的位错环ꎻ以及因微区成分不均匀或局部缺陷导致的滑移带前端位错绕过或交滑移形成的位错环ꎮ研究表明ꎬ通过对纳米析出相在Ａｌ基体中微观组态的控制和高温淬火处理ꎬ可以调控Ａｌ合金中位错环的尺寸和三维空间分布ꎮ关键词㊀㊀铝合金ꎻＡｌ３Ｚｒꎻ位错环ꎻ透射电子显微镜中图分类号:ＴＢ３ꎻＴＧ１４６ꎻＴＧ１１５ ２１ꎻＴＧ１１１ ２㊀㊀文献标识码:Ａ㊀㊀ｄｏｉ:１０ ３９６９/ｊ.ｉｓｓｎ.１０００￣６２８１ ２０２０ ０６ ００５收稿日期:２０２０－０３－３１ꎻ修订日期:２０２０－０４－２３基金项目:国家自然科学基金资助项目(Ｎｏ.９１９６０２０２)ꎻ辽宁省－沈阳材料科学国家研究中心联合研发基金(Ｎｏ.２０１９ＪＨ３/３０１０００２０).作者简介:宋淼(１９８６－)ꎬ男(汉族)ꎬ湖南人ꎬ助理研究员.Ｅ￣ｍａｉｌ:ｍｉａｏ.ｓｏｎｇ.ｐｎｎｌ＠ｇｍａｉｌ.ｃｏｍꎻｍｓｏｎｇ１２ｂ＠ａｌｕｍ.ｉｍｒ.ａｃ.ｃｎ∗通讯作者:杜奎(１９７１－)ꎬ男(汉族)ꎬ湖北人ꎬ研究员ꎬ博士研究生导师.Ｅ￣ｍａｉｌ:ｋｕｉｄｕ＠ｉｍｒ.ａｃ.ｃｎ㊀㊀位错环作为一种特殊的位错组态ꎬ因其可以阻碍位错的滑移ꎬ改善材料的力学性能ꎬ在上世纪六七十年代得到了较广泛的研究[１－４]ꎮ近年来ꎬ随着高性能工程合金的研发㊁表征技术以及材料计算模拟方法的不断进展ꎬ对位错环形成和演化机制的研究也更加深入ꎮ例如:通过计算模拟发现ꎬ铝中７个空位团簇即可形成棱柱位错环并稳定存在[５]ꎬ证实了之前很小尺寸的棱柱位错环即可稳定存在的推测ꎮＨａｌｅｙ等[６]采用原位透射电镜详细研究了在离子辐照条件下不同的ＦｅＣｒＡｌ合金成分如何影响位错环的形成及其演化ꎬ为核用包覆材料的设计及制备提供了翔实的实验证据ꎮ通常ꎬ材料中的位错环可以通过淬火[３]㊁辐照损伤[７－８]㊁Ｆｒａｎｋ￣Ｒｅａｄ位错源的增殖[９]㊁析出相的钉扎[１０－１１]㊁位错的攀移或交滑移[１２]等方式引入ꎮ不同形成过程得到的位错环组态和特性ꎬ以及对后续位错运动产生的影响也不相同ꎮ如Ａｌ合金经淬火处理后形成的位错环主要是由空位的聚集坍塌而成[１ꎬ３]ꎬ一般尺寸及分布不均匀ꎬ可形成小至几纳米ꎬ大至微米级尺度的位错环[１３]ꎬ还可形成多层的环形位错[４]ꎮ这种空位坍塌形成的位错环可以通过攀移或沿垂直于位错环平面的柱面滑移运动[１ꎬ３]ꎮ单质钨(体心立方结构)经辐照损伤所形成的位错环可以通过空位的坍塌或孔洞的表面位错的形核㊁交滑移等方式产生ꎮ该类型位错可沿垂直于位错环平面的柱面进行滑移[１４]ꎻ位错钉扎所形成的位错环一般与析出相的大小接近ꎬ常通过攀移发生运动[１１]ꎮ尽管位错环能够用于改善材料的力学性能ꎬ但要实现位错环尺寸㊁分布等的有效调控仍存在一定困难ꎮ本文采用透射电子显微镜结合原位拉伸实验方法[１５－１６]ꎬ研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中不同位错环的组态及其形成机理ꎮ实验结果有助于加深人们对铝合金变形机制的认识ꎬ为材料服役过程中位错组态的演化及控制提供实验数据和理论基础ꎮ１㊀实验材料与方法所用Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金的名义成分为Ａｌ￣７ ８％Ｚｎ￣１ ６％Ｍｇ￣１ ８％Ｃｕ￣０ １３％Ｚｒ(ｗｔ.％)ꎬ其杂质元素Ｆｅ和Ｓｉ的含量低于０ １５％ꎮ将样品经４７５ħ固溶处理４ｈ后ꎬ随炉冷却得到均匀化处理的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金或在室温(２５ħ)的水中淬火得到淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金ꎮＴＥＭ样品经切割㊁研磨ꎬ以及后续液氮冷却条件下的离子减薄过程制备而成ꎮ采用ＴｈｅｒｍｏＦｉｓｈｅｒ公司的ＴｅｃｎａｉＦ３０型透射电子显微镜获取明场像(ＢＦｉｍａｇｅ)和暗场像(ＤＦｉｍａｇｅ)ꎻ用ＴｈｅｒｍｏＦｉｓｈｅｒ公司的Ｔｉｔａｎ３Ｇ２６０－３００双球差校正透射电子显微镜获取高角环形暗场像(ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅ)ꎮ原位拉伸试验采用Ｇａｔａｎ６５４型应变样品杆在室温下进行ꎮ㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２㊀实验结果与讨论２ １㊀Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金微观结构表征ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像(图１ａ)表明在均匀化处理后未经淬火处理的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中部分晶粒内存在大量尺寸及分布均匀的Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎬ其平均直径为(２９ ９ʃ３ ９)ｎｍ(图１ｂ)ꎮ室温下ꎬＡｌ基体和Ａｌ３Ｚｒ的晶格参数分别为４ ０５０Å[１７]和４ ０９３Å[１８](图１ｃ)ꎬ两者之间的晶格失配为１ ０６％ꎮ因此ꎬ在室温条件下ꎬ实验中Ａｌ３Ｚｒ的颗粒尺寸(~３０ｎｍ)可以较好地保持与Ａｌ基体的共格关系ꎮ这种Ａｌ/Ａｌ３Ｚｒ界面的共格关系可以通过ｇ＝２２０的Ａｓｈｂｙ￣Ｂｒｏｗｎ衬度[１９－２０](图１ｄ)和高倍ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像(图１ｅꎬ１ｆ)得以证实ꎮ需要说明的是ꎬ实验合金中并非所有晶粒中都有如图１ａ所示分布均匀的Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎮ图１㊀ａ.Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金的ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎬＡｌ３Ｚｒ强化相如白色箭头所示ꎻｂ.合金中Ａｌ３Ｚｒ的平均直径及其分布ꎻｃ.Ａｌ基体和Ａｌ３Ｚｒ的晶格参数ꎻｄ.Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒的ＢＦＴＥＭ像ꎻｅ.单个Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒与Ａｌ基体的ＨＡＡＤＦ￣㊀㊀ＳＴＥＭ像ꎻｆ.图ｅ中白框区域的高倍ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎮａꎬｄ:Ｂａｒ＝２００ｎｍꎻｅ:Ｂａｒ＝１０ｎｍꎻｆ:Ｂａｒ＝２ｎｍＦｉｇ.１㊀ａ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣ＣｕａｌｌｏｙꎬＡｌ３Ｚｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓａｒｅｄｅｎｏｔｅｄｂｙｗｈｉｔｅａｒｒｏｗｓꎻｂ.ＡｖｅｒａｇｅｄｉａｍｅｔｅｒａｎｄｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｃ.ＬａｔｔｉｃｅｐａｒａｍｅｔｅｒｓｏｆｔｈｅＡｌｍａｔｒｉｘａｎｄＡｌ３Ｚｒꎻｄ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆＡｌ３ＺｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓｓｈｏｗｉｎｇｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅＡｌｍａｔｒｉｘａｎｄＡｌ３Ｚｒꎻｅ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆａ㊀㊀ｓｉｎｇｌｅＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅꎻｆ.ＴｈｅｅｎｌａｒｇｅｄｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｗｈｉｔｅｂｏｘｅｄａｒｅａｉｎＦｉｇ.１ｅ.２ ２㊀Ａｌ３Ｚｒ周边位错环的形成机理经淬火处理后ꎬ在Ａｌ基体中发现了大量的位错环(图２ａ)ꎬ其主要由空位的聚集坍塌所致[３－４]ꎮ通常ꎬ该类型位错环的柏氏矢量为ａ/３‹１１１›ꎬ所在晶面为{１１１}[１]ꎮ本实验中ꎬ临近[１１１]晶带轴时位错环的二维投影也证实了其所在的平面为等效的四种{１１１}晶面ꎬ即(１１１)ꎬ(１１１)ꎬ(１１１)和(１１１)ꎮ如图２ａ所示ꎬ临近[１１１]晶带轴的ＢＦＴＥＭ像表明ꎬ该类型位错环主要存在三种不同的二维投影ꎬ分别用ＡꎬＢ和Ｃ位错环表示ꎮ统计发现ꎬ三种位错环的比例约为ＡʒＢʒＣ＝１ʒ１ ８ʒ１ １ꎮ圆形二维投影表明ꎬ其中Ａ位错环位于(１１１)面上ꎬＣ位错环位于(１１１)晶面ꎬＢ位错环位于(１１１)或(１１１)晶面ꎬ其中Ｂ位错环所占比例约为其它两种位错环的总和ꎮＢＦ和ＤＦＴＥＭ像(图２ｂ)表明ꎬ位错环的中心均存在Ａｌ３Ｚｒ纳米析出相ꎬ且存在少量交叉位错环(图２ｃ中的Ｄ)和双层位错环(图２ｃ中的Ｅ)ꎬ这不同于一般淬火过程中空位坍塌所形成的位错环[１－２]ꎮ此外ꎬ该类型位错环的平均直径较大(２０７ ０ｎｍʃ４１ ６ｎｍ)ꎬ分布也较为均匀(图２ｄ)ꎮ基于该类型位错环的中心存在Ａｌ３Ｚｒ纳米析出１５６㊀㊀电子显微学报㊀Ｊ.Ｃｈｉｎ.Ｅｌｅｃｔｒ.Ｍｉｃｒｏｓｃ.Ｓｏｃ.第３９卷相ꎬ以及存在交叉位错环的形式ꎬ推测其形成机理如图２(ｅ~ｈ)所示ꎮ由于Ａｌ３Ｚｒ具有Ａｌ基体相似的立方晶体结构(图１ｃ)ꎬ且两者晶格失配较小ꎬ室温条件下的Ａｌ３Ｚｒ与Ａｌ基体以完全共格的形式存在(图１ｄꎬ１ｆ)ꎮ球形共格析出相可以在周围Ａｌ基体中产生四叶草形的二维应变分布[２１－２２]ꎬ如图２ｅ所示ꎮ在４７５ħ高温均匀化处理过程中ꎬ热膨胀系数的差异导致Ａｌ３Ｚｒ与Ａｌ基体的晶格失配增大ꎬ即由室温的１ ０６％增大到４７５ħ的~３ ４％(从室温到４７５ħꎬＡｌ３Ｚｒ和Ａｌ的线性热膨胀量分别为~３ ４ˑ１０－２[２３]和~１ ０ˑ１０－２[２４])ꎮ因此ꎬＡｌ３Ｚｒ析出相在Ａｌ基体中引入的四叶草形应变场也会变大ꎬ同时Ａｌ基体中因高温引入的空位也会增加(图２ｆ)ꎮ在４７５ħ高温均匀化处理过程中ꎬ如果因热膨胀系数的差异在Ａｌ３Ｚｒ(~３０ｎｍ)析出相与Ａｌ基体间引入的所有空位缺陷在淬火过程中全部聚集坍塌ꎬ可在Ａｌ３Ｚｒ周围形成直径~５３ｎｍ的位错环(远小于实际测量的２０７ｎｍ)ꎮ由于Ａｌ３Ｚｒ在Ａｌ基体中产生的应力场的作用ꎬ所形成的位错环稳定分布在Ａｌ３Ｚｒ球形析出相周围基体应变较小的{１１１}晶面上(图２ｇ)ꎮ同时ꎬ高温均匀化处理时在Ａｌ基体中引入的空位缺陷也可扩散到Ａｌ３Ｚｒ析出相附近ꎬ促进由Ａｌ３Ｚｒ/Ａｌ基体界面失配所形成的位错环的进一步长大(图２ｇꎬ２ｈ)ꎮ交叉位错环可能与两个位错环在四叶草形应力场作用下的不同{１１１}晶面上的同时形核长大有关ꎮ当然ꎬ后续位错运动与位错环的交割也有可能形成交叉位错环ꎮ尽管纳米强化析出相也可能通过在变形过程中对位错运动的钉扎来形成位错环ꎬ但通常ꎬ形成的位错环只是稍大于析出相或直接与析出相接触[２５－２６]ꎬ很难形成图２中较大直径的位错环ꎮ此外ꎬ淬火过程中引入的蜷线位错通过位错线的攀移ꎬ也可以在Ａｌ３Ｚｒ析出相的周围形成位错环ꎬ但Ａｌ３Ｚｒ析出相的存在并非形成蜷线位错必要条件ꎬ即有无Ａｌ３Ｚｒ析出相ꎬ蜷线位错都可以通过位错线的攀移形成位错环(将在图３中进一步讨论)ꎮ图２㊀ａ.近[１１１]晶带轴的ＢＦＴＥＭ像ꎬ黑色箭头指示的为不同{１１１}面的较大尺寸位错环ꎻｂ.ＢＦ和ＤＦＴＥＭ像显示在图ａ中所示每个位错环的中心均存在一个Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎻｃ.交叉的位错环和双层位错环的ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎻｄ.较大尺寸位错环的平均直径(~２００ｎｍ)及其分布ꎻｅ￣ｈ.Ａｌ３Ｚｒ周围位错环的形成机理ꎻｉ.蜷线位错在Ａｌ３Ｚｒ颗粒周围形成的位㊀㊀㊀错环ꎮａ￣ｃ:Ｂａｒ＝５００ｎｍꎻｉ:Ｂａｒ＝２００ｎｍＦｉｇ.２㊀ａ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｚｏｎｅａｘｉｓｎｅａｒｌｙａｌｏｎｇｔｈｅ[１１１]ꎬｖａｒｉｏｕｓｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎ{１１１}ｐｌａｎｅｓｗｅｒｅｄｅｎｏｔｅｄｂｙｂｌａｃｋａｒｒｏｗｓꎻｂ.ＴｈｅＢＦａｎｄＤＦＴＥＭｉｍａｇｅｓｓｈｏｗｉｎｇａｌｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｃ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｃｒｏｓｓｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｎｄｔｈｅｔｗｏ￣ｌａｙｅｒｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｄ.ＡｖｅｒａｇｅｄｉａｍｅｔｅｒａｎｄｓｉｚｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＦｉｇ.２ａꎻｅ￣ｆ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻ㊀㊀㊀㊀㊀㊀ｉ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ.２５６㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２ ３㊀Ａｌ基体及滑移带中位错环的形成机理除了上述Ａｌ３Ｚｒ析出相周围的位错环ꎬ实验中还发现了另外两种非空位聚集塌陷所形成的位错环ꎮ如图３ａ所示ꎬ在淬火后的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ形成了大量的蜷线位错[１３ꎬ２７]ꎮ蜷线位错的形成与位错的攀移有关[２８]ꎮ不同于两根柏氏矢量符号相反的蜷线位错反应产生的位错环[２８]ꎬ单根蜷线位错线也可形成位错环ꎮ当淬火过程中大量空位扩散到形成的螺旋环附近时ꎬ可进一步促进螺旋环攀移ꎬ即螺旋交叉区域位错线的不断靠近ꎬ进而形成柏氏矢量符号相反的位错线交叉并反应生成中等尺寸(１１２ ９ｎｍʃ３７ ６ｎｍ)的位错环(图３ｂ黑色箭头所示)ꎮ如果周围仍有大量空位的存在ꎬ所形成的位错环还可发生攀移ꎬ进而反应形成贯穿的位错环(图３ｃ)ꎮ此外ꎬ在外部应力场的作用下ꎬ局部原子的重排也可诱导位错环贯穿的发生[２９]ꎮ图３ｄ为蜷线位错形成中等尺寸位错环的机理示意图ꎮ如图３ｅ所示ꎬ在经过淬火处理后所形成的滑移带的前端发现了大量尺寸较小(平均直径:５４ ８ｎｍʃ１４ ６ｎｍ)的位错环ꎮ通常ꎬ在合金或单质金属中ꎬ所形成的滑移带的前端为较为平直的刃型位错ꎬ平行滑移带的为螺型位错[３０－３１]ꎮ然而ꎬ原位拉伸实验表明ꎬ在淬火后的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ所形成的滑移带前端刃型位错的滑移严重受阻(图３ｆ中黑色箭头所示)ꎮ这可能与淬火合金中ꎬ微区成分的不均匀或局部缺陷结构有关[３２]ꎮ在后续加载变形过程中ꎬ滑移带前端的位错通过绕过或交滑移等形式继续向前滑移并在Ａｌ基体中留下小尺寸位错环ꎬ如图３ｇ中黑色箭头所示ꎮ图３ｈ为小尺寸位错环的形成机理示意图ꎮ值得注意的是ꎬ图３(ｅ~ｇ)中滑移带的前端并无明显的Ａｌ３Ｚｒ析出相ꎮ图３㊀ａ.蜷线位错的ＢＦＴＥＭ像ꎻｂ.蜷线位错形成的中等尺寸(~１１０ｎｍ)位错环ꎻｃ.在蜷线位错周围所形成的贯穿位错环ꎻｄ.蜷线位错周边位错环的形成机理ꎮｅ.滑移带前端出现的较小尺寸(~５０ｎｍ)的位错环ꎻｆꎬｇ.原位拉伸试验过程中㊀㊀在滑移带前端观察到的位错环ꎻｈ.滑移带前端较小尺寸位错环的形成机理示意图ꎮＢａｒ＝５００ｎｍＦｉｇ.３㊀ａ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓꎻｂ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｃ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｐｕｎｃｈｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｄ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｎｄｐｕｎｃｈｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｅ.Ｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｔｈｅｓｌｉｐｂａｎｄꎻｆꎬｇ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ㊀㊀ｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｔｈｅｓｌｉｐｂａｎｄｄｕｒｉｎｇｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓꎻｈ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓ.㊀㊀此外ꎬ在淬火得到Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ除了以上三种位错环以外ꎬ实验中还观察到了一些尺寸和分布都不均匀的位错环ꎬ类似于在其它经淬火后Ａｌ合金中所观察到的位错环[１－２]ꎮ这些位错环也是经淬火过程中空位的聚集坍塌所形成的ꎮ３㊀结论本文采用透射电子显微镜研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中的三类位错环及其形成机理ꎮ三种位错环主要为:(１)绕Ａｌ３Ｚｒ共格析出相形成的大尺寸３５６㊀㊀电子显微学报㊀Ｊ.Ｃｈｉｎ.Ｅｌｅｃｔｒ.Ｍｉｃｒｏｓｃ.Ｓｏｃ.第３９卷空位坍塌型位错环(~２００ｎｍ)ꎬ其形成与Ａｌ３Ｚｒ和Ａｌ基体的晶格失配以及热膨胀系数差异所引入的缺陷以及高温Ａｌ基体中空位在Ａｌ３Ｚｒ/Ａｌ界面失配位错附近的聚集有关ꎻ(２)蜷线位错通过攀移和位错反应形成的中等尺寸的位错环(~１１０ｎｍ)ꎻ(３)淬火后Ａｌ合金微区成分不均匀或局部缺陷导致在滑移带前端形成尺寸较小位错环(~５０ｎｍ)ꎮ该实验通过淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中不同位错环的详细研究ꎬ发现了纳米共格强化相与热处理共同作用下位错环组态的可控机理ꎬ为优化材料的综合力学性能提供了实验参考和理论支持ꎮ参考文献:[１]㊀ＬＯＲＥＴＴＯＭＨꎬＣＬＡＲＥＢＲＯＵＧＨＬＭꎬＨＵＭＢＬＥＰ.Ｔｈｅｎａｔｕｒｅｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６６ꎬ１３(１２５):９５３－９６１.[２]㊀ＥＤＩＮＧＴＯＮＪＷꎬＳＭＬＬＭＡＮＲＥ.Ｆａｕｌｔｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６５ꎬ１１(１１４):１１０９－１１２３. [３]㊀ＨＩＲＳＣＨＰＢꎬＳＩＬＣＯＸＪꎬＳＭＡＬＬＭＡＮＲＥꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９５８ꎬ３(３２):８９７－９０８. [４]㊀ＥＤＩＮＧＴＯＮＪＷꎬＷＥＳＴＤＲ.Ｆｏｕｒ￣ｌａｙｅｒｄｅｆｅｃｔｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６７ꎬ１５(１３４):２２９－２３６.[５]㊀ＧＡＶＩＮＩＶꎬＢＨＡＴＴＡＣＨＡＲＹＡＫꎬＯＲＴＩＺＭ.Ｖａｃａｎｃｙｃｌｕｓｔｅｒｉｎｇａｎｄｐｒｉｓｍａｔｉｃｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎａｌｕｍｉｎｕｍ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗＢꎬ２００７ꎬ７６(１８):１８０１０１.[６]㊀ＨＡＬＥＹＪＣꎬＢＲＩＧＧＳＳＡꎬＥＤＭＯＮＤＳＯＮＰＤꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｅｖｏｌｕｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｉｎ￣ｓｉｔｕｉｏｎｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｏｆｍｏｄｅｌＦｅＣｒＡｌａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３６(１１):３９０－４０１.[７]㊀ＣＨＥＮＨＣꎬＬＵＩＲＤꎬＲＥＮＣＬꎬｅｔａｌ.ＥｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＨｅｉｏｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｎｉｃｋｅｌｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓꎬ２０１６ꎬ１２０:１２５３０３.[８]㊀ＮＯＲＲＩＳＤＩＲ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｇｒｏｗｔｈｉｎａｎｅｌｅｃｔｒｏｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｔｈｉｎｆｏｉｌ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ２００６ꎬ２２(１８０):１２７３－１２７８.[９]㊀ＦＲＡＮＫＦＣꎬＲＥＡＤＷＴ.Ｍｕｌｔｉｐｌｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｆｏｒｓｌｏｗｍｏｖｉｎｇｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗꎬ１９５０ꎬ７９(４):７２２－７２３.[１０]㊀ＳＵＮＦꎬＧＵＹＦꎬＹＡＮＪＢꎬｅｔａｌ.ＣｒｅｅｐｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｒｕｐｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆａｎａｄｖａｎｃｅｄｗｒｏｕｇｈｔＮｉＦｅ￣ｂａｓｅｄｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｆｏｒ７００ħｃｌａｓｓＡ￣ＵＳＣｓｔｅａｍｔｕｒｂｉｎｅｒｏｔｏｒａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓꎬ２０１６ꎬ６８７(５):３８９－４０１.[１１]㊀ＳＩＮＧＨＣＶꎬＷＡＲＮＥＲＤＨ.Ａｎａｔｏｍｉｓｔｉｃ￣ｂａｓｅｄｈｉｅｒａｒｃｈｉｃａｌｍｕｌｔｉｓｃａｌｅｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎｏｆａｇｅｈａｒｄｅｎｉｎｇｉｎａｎＡｌ￣Ｃｕａｌｌｏｙ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２０１３ꎬ４４:２６２５－２６４４.[１２]㊀ＲＥＭＩＮＧＴＯＮＴＰꎬＲＵＥＳＴＥＳＣＪꎬＢＲＩＮＧＡＥＭꎬｅｔａｌ.Ｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｔａｎｔａｌｕｍ:ａｎｅｗｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｐｒｉｓｍａｔｉｃｌｏｏｐｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ７８:３７８－３９３.[１３]㊀ＥＩＫＵＭＡꎬＴＨＯＭＡＳＧ.Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｉｎｑｕｅｎｃｈ￣ａｇｅｄＡｌ￣Ｍｇａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａꎬ１９６４ꎬ１２:５３７－５４５.[１４]㊀ＸＩＥＨꎬＧＡＯＮꎬＸＵＫꎬｅｔａｌ.Ａｎｅｗｌｏｏｐ￣ｐｕｎｃｈｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｈｅｌｉｕｍｂｕｂｂｌｅｇｒｏｗｔｈｉｎｔｕｎｇｓｔｅｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１４１:１０－１７.[１５]㊀江彬彬ꎬ杜奎ꎬ叶恒强.体心立方金属铌中小角晶界分解的原位电子显微学研究[Ｊ].电子显微学报ꎬ２０１９ꎬ３８(２):１０２－１０６.[１６]㊀翁素婷ꎬ张庆华ꎬ谷林.原位电子显微学方法在材料研究中的应用[Ｊ].电子显微学报ꎬ２０１９ꎬ３８(５):５５６－５６８.[１７]㊀ＴＩＷＡＲＩＳＫꎬＣＨＡＴＴＯＰＡＤＨＹＡＹＫꎬＳＵＲＹＡＮＡＲＡＹＡＮＡＣꎬｅｔａｌ.ＤｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｔｕｄｉｅｓｏｆａｌｉｑｕｉｓｏｌｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ－３３ａｔ.％Ｍｇａｌｌｏｙ[Ｊ].Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙꎬ１９７９ꎬ１２:７３－８６.[１８]㊀ＤＥＳＣＨＰＢꎬＳＣＨＷＡＲＺＲＢꎬＮＡＳＨＰ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｍｅｔａｓｔａｂｌｅＬ１２ｐｈａｓｅｓｉｎＡｌ３ＺｒａｎｄＡｌ－１２ ５％Ｘ－２５％Ｚｒ(ＸʉＬｉꎬＣｒꎬＦｅꎬＮｉꎬＣｕ)[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＬｅｓｓＣｏｍｍｏｎＭｅｔａｌｓꎬ１９９１ꎬ１６８:６９－８０.[１９]㊀ＡＳＨＢＹＭＦꎬＢＲＯＷＮＬＭ.Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｃｏｎｔｒａｓｔｆｒｏｍｓｐｈｅｒｉｃａｌｌｙｓｙｍｍｅｔｒｉｃａｌｃｏｈｅｒｅｎｃｙｓｔｒａｉｎｓ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６３ꎬ８(９１):１０８３－１１０３. [２０]㊀ＳＯＮＧＭꎬＤＵＫꎬＨＵＡＮＧＺＹꎬｅｔａｌ.Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ￣ｉｎｄｕｃｅｄｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｇｒｏｗｔｈｏｆｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎａｎＡｌ￣Ｍｇ￣Ｅｒａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈ￣ｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ８１:４０９－４１９.[２１]㊀ＭＯＣＫＭꎬＳＴＥＩＮＰꎬＨＩＮＣꎬｅｔａｌ.ＭｏｄｅｌｌｉｎｇｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｓｔｒａｉｎｆｉｅｌｄｓａｒｏｕｎｄｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｏｎｄｅｆｅｃｔｅｑｕｉｌｉｂｒｉａａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｓｕｎｄｅｒｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｉｎＯＤＳｓｔｅｅｌｓ:ａｍｕｌｔｉｓｃａｌｅａｐｐｒｏａｃｈ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｕｃｌｅａｒＭａｔｅｒｉａｌｓꎬ２０１９ꎬ５２７(１５):１５１８０７.[２２]㊀ＭＡＴＳＵＭＵＲＡＳꎬＴＯＹＯＨＡＲＡＭꎬＴＯＭＯＫＩＹＯＹ.Ｓｔｒａｉｎｃｏｎｔｒａｓｔｏｆｃｏｈｅｒｅｎｔｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｂｒｉｇｈｔ￣ｆｉｅｌｄｉｍａｇｅｓｕｎｄｅｒｚｏｎｅａｘｉｓｉｎｃｉｄｅｎｃｅ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＡꎬ１９９０ꎬ６２(６):６５３－６７０.[２３]㊀ＬＩＣＭꎬＺＥＮＧＳＭꎬＣＨＥＮＺＱꎬｅｔａｌ.Ｆｉｒｓｔ￣ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓｏｆｅｌａｓｔｉｃａｎｄｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅｆｏｕｒｍａｉｎｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｐｈａｓｅｓｉｎＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＣｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬ２０１４ꎬ９３:４５６㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２１０－２２０.[２４]㊀ＮＩＸＦＣꎬＭＡＣＮＡＩＲＤ.Ｔｈｅｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｏｆｐｕｒｅｍｅｔａｌｓ:ｃｏｐｐｅｒꎬｇｏｌｄꎬａｌｕｍｉｎｕｍꎬｎｉｃｋｅｌꎬａｎｄｉｒｏｎ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗꎬ１９４１ꎬ６０:５９７－６０５.[２５]㊀ＧＵＡＮＲꎬＳＨＥＮＹꎬＺＨＡＯＺꎬｅｔａｌ.Ａｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈꎬｄｕｃｔｉｌｅＡｌ－０ ３５Ｓｃ－０ ２Ｚｒａｌｌｏｙｗｉｔｈｇｏｏｄｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄｂｙｃｏｈｅｒｅｎｔｎａｎｏｓｉｚｅｄ￣ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙꎬ２０１７ꎬ３３:２１５－２２３.[２６]㊀ＶＯＩＳＩＮＴꎬＫＲＹＷＯＰＵＳＫＮＭꎬＭＯＭＰＩＯＵＦꎬｅｔａｌ.ＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｉｎｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄＡＺ３１Ｂｍａｇｎｅｓｉｕｍｔｈｉｎｆｉｌｍｓｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄｂｙｎａｎｏ￣ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎꎬＳＴＥＭ/ＥＤＳꎬＨＲＴＥＭꎬａｎｄｉｎｓｉｔｕＴＥＭｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｉｎｇ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３８:１７４－１８４.[２７]㊀ＧＲＩＤＥＲＪＴꎬＬＥＩＧＨＬＹＨＰ.Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇｄｅｆｅｃｔｓｉｎａｌｕｍｉｎｉｕｍｐｌｕｓ１０ａｔ.％ｚｉｎｃ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９７３ꎬ２８(２):４６５－４６９.[２８]㊀ＴＨＯＭＡＳＧꎬＷＨＥＬＡＮＭＪ.Ｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ－４％ｃｏｐｐｅｒａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９５９ꎬ４(４０):５１１－５２７.[２９]㊀ＢＵＲＴＯＮＢꎬＳＰＥＩＧＨＴＭＶ.Ｔｈｅｃｏａｒｓｅｎｉｎｇａｎｄａｎｎｉｈｉｌａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＡꎬ１９８６ꎬ５３(３):３８５－４０２.[３０]㊀ＺＨＡＮＧＺꎬＭＡＯＭＭꎬＷＡＮＧＪꎬｅｔａｌ.Ｎａｎｏｓｃａｌｅｏｒｉｇｉｎｓｏｆｔｈｅｄａｍａｇｅｔｏｌｅｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｈｉｇｈ￣ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙＣｒＭｎＦｅＣｏＮｉ[Ｊ].ＮａｔｕｒｅＣｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓꎬ２０１５ꎬ６:１０１４３.[３１]㊀ＦＵＸꎬＤＩＮＧＱꎬＸＵＺꎬｅｔａｌ.ＩｍｐｒｏｖｉｎｇｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙｏｆＳｂ２Ｔｅ３ｌａｙｅｒｅｄｍａｔｅｒｉａｌｂｙｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｃｌｉｍｂａｔａｎｔｉ￣ｐｈａｓｅｂｏｕｎｄａｒｙ[Ｊ].ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３５:１０－１４.[３２]㊀ＫＡＣＨＥＲＪꎬＣＵＩＢꎬＲＯＢＥＲＴＳＯＮＩＭ.Ｉｎｓｉｔｕａｎｄｔｏｍｏｇｒａｐｈｉｃｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆｄａｍａｇｅａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｉｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｍｅｔａｌｌｉｃａｌｌｏｙｓｂｙｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈꎬ２０１５ꎬ３０(９):１２０２－１２１３.㊀㊀∗㊀ＣｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇａｕｔｈｏｒＦｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎａｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣ＣｕａｌｌｏｙＳＯＮＧＭｉａｏꎬＱＩＤｏｎｇ￣ｑｉｎｇꎬＤＵＫｕｉ∗ꎬＹＥＨｅｎｇ￣ｑｉａｎｇ(ＳｈｅｎｙａｎｇＮａｔｉｏｎａｌＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈꎬＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓꎬＳｈｅｎｙａｎｇＬｉａｏｎｉｎｇ１１００１６ꎬＣｈｉｎａ)Ａｂｓｔｒａｃｔ㊀㊀ＩｎｔｈｉｓｓｔｕｄｙꎬｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎｓａｎｄｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆｔｈｒｅｅｔｙｐｅｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎａｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕａｌｌｏｙｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙｅｍｐｌｏｙｉｎｇｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙａｎｄｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ.Ｔｈｅｔｈｒｅｅｋｉｎｄｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｅ:ｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔＡｌ３ＺｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓꎬｗｈｉｃｈｉｎｄｕｃｅｄｂｙｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｓｏｆｌａｔｔｉｃｅｍｉｓｍａｔｃｈａｎｄｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｂｅｔｗｅｅｎＡｌ３ＺｒａｎｄＡｌｍａｔｒｉｘꎬｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓꎬａｎｄｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｓｌｉｐｂａｎｄｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙｂｙｐａｓｓｏｒｃｒｏｓｓ￣ｓｌｉｐｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｕｎｄｅｒｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｏｒｄｅｆｅｃｔｓ.ＴｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓｒｅｖｅａｌｔｈｅｐｏｓｓｉｂｉｌｉｔｙｏｆｔｕｎｉｎｇｔｈｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎａｎｄｓｉｚｅｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＡｌａｌｌｏｙｂｙｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓａｎｄｑｕｅｎｃｈｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓꎬａｎｄｔｈｕｓｉｍｐｒｏｖｉｎｇｍａｔｅｒｉａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ㊀㊀ＡｌａｌｌｏｙꎻＡｌ３Ｚｒꎻｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐꎻｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ５５６。

位错移动方法-回复位错移动方法（Dislocation movement）是晶体的一种形变方式，主要发生在金属与合金等具有结晶性质材料中。

位错是晶体中的一种缺陷，是晶格排列中的一个错位点。

在晶体中，位错以一定形式存在并沿着特定方向移动，从而引起材料的塑性变形。

位错移动方法包括滑移移动、螺旋移动和扩散移动，本文将一一介绍这三种位错移动方法。

滑移移动是位错移动的最常见方式。

当晶格中的位错沿着晶体内部某个晶面和晶向的平面滑移方向发生移动时，就是滑移运动。

滑移移动是在局部区域内相邻的原子发生位置错位而形成的一种位错。

在滑移移动中，位错以一定的步进方式沿晶面和晶方向滑移，晶格受到位错移动的作用而出现局部形变。

滑移移动可以通过很多位错来实现，一般材料中存在多种滑移系统。

滑移移动的主要特点是位错发生移动后仍保持原有的滑移面和滑移方向。

螺旋移动是另一种常见的位错移动方式。

螺旋移动是指位错围绕着螺旋线进行运动，位错线上的原子在晶面方向和晶向方向发生位移。

螺旋移动通常发生在具有空间限制的区域，例如晶界和亚晶界等特殊结构。

螺旋移动与滑移移动相比，位错移动路径更加复杂，位错沿着螺旋线进行扭转运动，形成一种扭转位错的结构。

螺旋移动也是一种塑性变形的重要方式，在材料的变形过程中起到重要的作用。

扩散移动是位错移动的一种特殊形式。

它是指原子由位错到位错之间的跳跃移动。

位错通过扩散原子的方式移动，是一种比较缓慢的变形方式。

扩散移动主要发生在高温条件下，随着温度的升高，原子的热运动增强，扩散移动的速率也会增加。

扩散移动对材料的塑性变形影响较小，但在晶体的回复和再结晶过程中起到重要作用。

总结来说，位错移动是材料塑性变形的重要方式。

滑移移动是位错最常见的移动方式，通过沿晶面和晶向的平面滑移实现；螺旋移动发生在特殊的结构位置，位错形成螺旋线进行扭转移动；扩散移动是原子通过位错之间的跳跃移动。

了解位错移动方法对于研究材料的塑性变形机制和材料性能具有重要意义，并对金属、合金的性能及应用提供了理论基础和技术支撑。