万发荣：材料辐照损伤中的点缺陷团簇与一维迁移现象 1539· 图2表示的是在辐照级联过程中出现的自间 隙原子数量的平方根成反比2可单质金属如α铁 隙原子团簇的一维迁移现象当自间隙原子团 中，尺寸较大（大于5.9nm)的自间隙位错环在热 簇通过一维移动离开级联损伤区域后，自间隙原 激发下也能发生一维迁移2 子浓度与空位浓度之间的差距进一步增大，其结 般来说.很难在实验中观察到图2所示的级 果是增大了所谓的“产生偏压”.此时，空位的扩散 联过程中的一维迁移现象.现在的一维迁移研究 方式是单个空位逐个晶格的随机运动.而自间隙 大多采用分子动力学等计算机模拟方法-2 原子成为团簇，以直线的一维迁移方式从级联区 Kuramato(藏元英一)29利用静态弛豫法计算了自 域迅速扩散出去.这样，空位更加容易残留在级联 间隙原子位错环的迁移能，发现当位错环很小时， 区域，从而使得空洞更容易形核和长大.以前一般 其迁移能小于单个的自间隙原子的迁移能，表明 认为，刃型位错具有的位错偏压效应才是空洞形 这种位错环的移动确实属于热激活过程的原子团 成的主要原因.然后实际上在那些没有观察到刃 簇运动 型位错的地方，也可能有空洞形成，此时的空洞形 对于自间隙位错团簇的一维迁移与空洞长大 成原因就是自间隙原子团簇的一维迁移 之间的相关性，实验上的直接证明不多.以前发现 附近没有位错的晶界旁边也会出现空洞长大，因 Dislocation 入 为无法利用位错偏压的机制来说明，从而需要利 O 用一维迁移机制来解释.还有，对于目前比较热门 的高嫡合金，Lu等B0-划认为，自间隙型位错环的 000 一维迁移性能的降低，即自间隙原子团簇从长程 00 9.8 维迁移变为短程三维迁移，将会抑制辐照损伤 Void 这是高嫡合金抗辐照性能得以提高的原因.关于 入 高嫡合金中的自间隙原子团簇一维迁移现象，除 了计算机模拟计算研究0训也在原位离子辐照 图2级联过程中的自间隙原子团簇的一维迁移 实验中获得了初步结果 Fig.2 One-dimensional motion of self-interstitial atom clusters during the cascade process 超高压透射电镜在自间隙原子团簇的一维迁 移观察实验中发挥了很大作用.此时利用电子束 虽然自间隙原子团簇会形成一个位错环，但 辐照产生自间隙原子团簇（位错环），然后利用录 一维迁移现象中所包含的原子协同扩散机制在传 像原位观察这些位错环的变化.对于铁等一般材 统的位错理论中并没有涉及.因为一个位错环中 料来说，使用的是加速电压为1000keV的高压电 相向部分的位错线段的性质总是相反的，因此不 镜.而对于钨，由于其离位能高(Ea40eV),需要 可能在剪应力作用下，整个位错环朝着同一个方 使用加速电压为2000keV的高压电镜B)在铁试 向滑移.由于位错环各处的柏氏矢量相同，如果对 样电子辐照实验中，观察到自间隙原子团簇会出 于位错环的左右两端施加剪应力，位错环会随着 现瞬发的不规则的一维迁移（沿一个方向的移动 应力方向变形，而位错环的重心则不能移动.然而 或往复运动)，产生这种一维迁移现象的原因是， 在一维迁移过程中，由于热激活的原因，构成位错 在自间隙原子团簇处被捕获的杂质原子（柯垂尔 环的自间隙原子（挤列）沿着柏氏矢量方向移动 气团，Cottrell atmosphere)受到高能电子辐照后，从 这种一维迁移的方向，在面心立方金属中为<110> 这些团簇脱离出去，从而使得原本静止的自间隙 方向，而在体心立方金属中则为<111>方向.另外， 原子团簇能够迁移，通过不同纯度的铁试样，发现 在传统的位错理论中，认为位错的移动需要克服 这种一维迁移受到杂质原子的影响B4-3)就铁中 皮尔斯-纳巴罗(Peierls-Nabarro)阻力.这一看法 合金元素的影响来说，硅和铜都会减少这种一维 也阻碍了对于自间隙原子团簇的一维迁移现象的 迁移的频率和行程3).纯钒和V-5Ti合金的实验 理解.有研究发现，即使没有用以驱动位错环的应 发现，关于自间隙原子位错环一维迁移的影响程 力，a铁中的b=12<111>的纳米尺度的位错环也会 度，V-5Ti合金要小于纯钒B随着温度的降低， 出现一维迁移团簇尺寸与一维迁移之间存在 一维迁移的移动距离显著变短.在250~300K范 密切的关系，只有那些尺寸很小的自间隙位错环 围内钉扎位错环的是杂质原子，而在110~200K 才能够发生一维迁移，其迁移性与团簇中的自间 范围内钉扎位错环的则是高浓度空位7图 2 表示的是在辐照级联过程中出现的自间 隙原子团簇的一维迁移现象[25] . 当自间隙原子团 簇通过一维移动离开级联损伤区域后，自间隙原 子浓度与空位浓度之间的差距进一步增大，其结 果是增大了所谓的“产生偏压”. 此时，空位的扩散 方式是单个空位逐个晶格的随机运动. 而自间隙 原子成为团簇，以直线的一维迁移方式从级联区 域迅速扩散出去. 这样，空位更加容易残留在级联 区域，从而使得空洞更容易形核和长大. 以前一般 认为，刃型位错具有的位错偏压效应才是空洞形 成的主要原因. 然后实际上在那些没有观察到刃 型位错的地方，也可能有空洞形成，此时的空洞形 成原因就是自间隙原子团簇的一维迁移. 虽然自间隙原子团簇会形成一个位错环，但 一维迁移现象中所包含的原子协同扩散机制在传 统的位错理论中并没有涉及. 因为一个位错环中 相向部分的位错线段的性质总是相反的，因此不 可能在剪应力作用下，整个位错环朝着同一个方 向滑移. 由于位错环各处的柏氏矢量相同，如果对 于位错环的左右两端施加剪应力，位错环会随着 应力方向变形，而位错环的重心则不能移动. 然而 在一维迁移过程中，由于热激活的原因，构成位错 环的自间隙原子（挤列）沿着柏氏矢量方向移动. 这种一维迁移的方向，在面心立方金属中为<110> 方向，而在体心立方金属中则为<111>方向. 另外， 在传统的位错理论中，认为位错的移动需要克服 皮尔斯－纳巴罗（Peierls-Nabarro）阻力. 这一看法 也阻碍了对于自间隙原子团簇的一维迁移现象的 理解. 有研究发现，即使没有用以驱动位错环的应 力，α 铁中的 b=1/2<111>的纳米尺度的位错环也会 出现一维迁移[26] . 团簇尺寸与一维迁移之间存在 密切的关系，只有那些尺寸很小的自间隙位错环 才能够发生一维迁移，其迁移性与团簇中的自间 隙原子数量的平方根成反比[27] . 单质金属如 α 铁 中，尺寸较大（大于 5.9 nm）的自间隙位错环在热 激发下也能发生一维迁移[26] . 一般来说，很难在实验中观察到图 2 所示的级 联过程中的一维迁移现象. 现在的一维迁移研究 大多采用分子动力学等计算机模拟方法 [27−28] . Kuramato（藏元英一）[29] 利用静态弛豫法计算了自 间隙原子位错环的迁移能，发现当位错环很小时， 其迁移能小于单个的自间隙原子的迁移能，表明 这种位错环的移动确实属于热激活过程的原子团 簇运动. 对于自间隙位错团簇的一维迁移与空洞长大 之间的相关性，实验上的直接证明不多. 以前发现 附近没有位错的晶界旁边也会出现空洞长大，因 为无法利用位错偏压的机制来说明，从而需要利 用一维迁移机制来解释. 还有，对于目前比较热门 的高熵合金，Lu 等[30−31] 认为，自间隙型位错环的 一维迁移性能的降低，即自间隙原子团簇从长程 一维迁移变为短程三维迁移，将会抑制辐照损伤. 这是高熵合金抗辐照性能得以提高的原因. 关于 高熵合金中的自间隙原子团簇一维迁移现象，除 了计算机模拟计算研究[30−31] ，也在原位离子辐照 实验中获得了初步结果[32] . 超高压透射电镜在自间隙原子团簇的一维迁 移观察实验中发挥了很大作用. 此时利用电子束 辐照产生自间隙原子团簇（位错环），然后利用录 像原位观察这些位错环的变化. 对于铁等一般材 料来说，使用的是加速电压为 1000 keV 的高压电 镜. 而对于钨，由于其离位能高（Ed>40 eV），需要 使用加速电压为 2000 keV 的高压电镜[33] . 在铁试 样电子辐照实验中，观察到自间隙原子团簇会出 现瞬发的不规则的一维迁移（沿一个方向的移动 或往复运动）. 产生这种一维迁移现象的原因是， 在自间隙原子团簇处被捕获的杂质原子（柯垂尔 气团，Cottrell atmosphere）受到高能电子辐照后，从 这些团簇脱离出去，从而使得原本静止的自间隙 原子团簇能够迁移. 通过不同纯度的铁试样，发现 这种一维迁移受到杂质原子的影响[34−35] . 就铁中 合金元素的影响来说，硅和铜都会减少这种一维 迁移的频率和行程[35] . 纯钒和 V–5Ti 合金的实验 发现，关于自间隙原子位错环一维迁移的影响程 度，V–5Ti 合金要小于纯钒[36] . 随着温度的降低， 一维迁移的移动距离显著变短. 在 250～300 K 范 围内钉扎位错环的是杂质原子，而在 110～200 K 范围内钉扎位错环的则是高浓度空位[37] . Ⅰ Ⅴ Dislocation Void 图 2 级联过程中的自间隙原子团簇的一维迁移 Fig.2 One-dimensional motion of self-interstitial atom clusters during the cascade process 万发荣： 材料辐照损伤中的点缺陷团簇与一维迁移现象 · 1539 ·