纳米晶金属块体材料制备技术与力学性能研究进展

维普资讯 http://www.cqvip.com 纳米晶金属块体材料制备技术与力学性能研究进展／李安敏等　・　ｌｌｌ　・　纳米晶金属块体材料制备技术与力学性能研究进展　李安敏　，张喜燕　，赵新春　，张　津　，李聪。，邱绍宇。，张鹏程　（１广西大学物理科学与工程技术学院，南宁５３０００４；２重庆工学院材料科学与工程学院，重庆４０００４４；　３　中国核动力设计研究院核燃料及材料国家级重点实验室，成都６１００４１）　摘要　主要总结了纳米晶金属块体材料的制备技术与力学性能的研究进展。讨论了各种制备技术的特点与现　存的问题，以及纳米晶金属块体材料的强度、塑性、应变速率敏感性、超塑性、变形机制与断裂机制等力学性能问题。　关键词　纳米块体材料制备力学性能变形机制　断裂机制　Ｐｒｏｇｒｅｓｓ　ｉｎ　Ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　ａｎｄ　Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　Ｏｆ　ＮａｎＯｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　Ｂｕｌｋ　Ｍｅｔａｌｓ　ＬＩ　Ａｎｍｉｎ　，ＺＨＡＮＧ　Ｘｉｙａｎ　，ＺＨＡＯ　Ｘｉｎｃｈｕｎ　，ＺＨＡＮＧ　Ｊｉｎ　，　ＬＩ　Ｃｏｎｇ。，ＱＩＵ　Ｓｈａｏｙｕ。，ＺＨＡＮＧ　Ｐｅｎｇｃｈｅｎｇ　（１　Ｃｏｌｌｅｇｅ　ｏｆ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅｓ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｇｕａｎｇ￣Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｎａｎｎｉｎｇ　５３０００４；　２　Ｃｏｌｌｅｇｅ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ　４０００４４；　３　Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ｋｅｙ　Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ　ｆｏｒ　Ｎｕｃｌｅａｒ　Ｆｕｅｌ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌ，Ｎｕｃｌｅａｒ　Ｐｏｗｅｒ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｃｈｉｎａ，Ｃｈｅｎｇｄｕ　６１００４１）　Ａｂｓｔｒａｃｔ　Ｔｈｅ　ｐｒｏｇｒｅｓｓ　ｉｎ　ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　ｂｕｌｋ　ｍｅｔａｌｓ　ｉｓ　ｒｅｖｉｅｗｅｄ．　Ｔｈｅ　ｃｈａｒａｃｔｅｒ　ｏｆ　ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ　ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　ａｎｄ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｍｅｔａｌｓ，ｉｎｃｌｕｄｉｎｇ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ，ｔｅｎｓｉｌｅ　ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，　ｓｔｒａｉｎ－ｒａｔｅ　ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ，ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｍｅｃｈａｎｉｓｍ　ａｎｄ　ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｍｅｃｈａｎｉｓｍ　ａｒｅ　ｄｉｓｃｕｓｓｅ＆　Ｋｅｙ　ｗｏｒｄｓ　ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ　ｂｕｌｋ　ｍｅｔａｌｓ，ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｍｅｃｈａｎｉｓｍ，ｆｒａｃ—　ｔｕｒｅ　ｍｅｃｈａｎｉｓｍ　０前言　射法、放电等离子烧结法、燃烧合成熔化法等。　１．１惰性气体冷凝法　纳米晶金属块体材料是指晶粒的特征尺寸在纳米数量级范　Ｈ．Ｇｌｅｉｔｅｒ等首次利用惰性气体凝聚（Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ　Ｃｏｎｄｅｎｓａ—　围的金属单相或多相块体材料，其特点是晶粒细小、缺陷密度　ｔｉｏｎ，ＩＧＣ）以及真空原位技术制备出纳米金属材料，其平均晶　高、晶界所占的体积百分数很大Ｉ１］。由于纳米晶金属块体材料　粒尺寸为ｌＯｎｒｎ［　。其原理是将金属在惰性气体中蒸发，蒸　具有高强度［　］、高电阻率＿５　］和良好的塑性变形能力＿７］等许　发出的金属原子与惰性气体相碰后动能降低，凝结成的小粒子　多传统材料无以伦比的优异性能，所以受到人们的特别关注。　通过热对流输运到液氮冷却的旋转冷底板的表面，形成疏松的　各种制备纳米晶金属块体材料的新技术和新工艺相继涌现，其　金属纳米粉末，对收集到的粉末在高真空（１０　～１０　Ｐａ）下冷　各有特点，也各有局限性。纳米晶金属块体材料的力学性能与　压（压力通常为１～５ＧＰａ）制成纳米晶金属块体材料Ｉ１］，见图　传统粗晶金属材料的不同Ｉ８　。许多研究人员研究了其强度、　１Ｉ１　。有研究表明：使惰性气体强制性对流可以提高粉末的生　延伸率、超塑性、断裂等力学性能，并借助计算机模拟技术研究　产效率，避免金属粒子在生产过程中的长大和团聚，有效地降低　纳米晶金属块体材料的变形机制与断裂机制。　粒子的平均尺寸＿１　”］。该方法适应范围广，微粉颗粒表面洁　１　纳米晶金属块体材料的制备　净，块体纯度高，相对密度较高；但由于为了防止氧化，制备的整　个过程是在惰性气体保护和超高真空室内进行的，设备昂贵，对　制备纳米晶金属块体材料的方法可分为两大类：一是先制　制备工艺要求较高，故制备难度较大；且加上制备的固体纳米晶　备纳米级的金属小颗粒，再经过压制、烧结的途径来获得纳米晶　体材料中都不可避免地存在杂质和孔隙等缺陷，从而影响了纳　金属块体材料，如惰性气体冷凝法、机械球磨法、粉末冶金法；二　米材料的性能，也影响了对纳米材料结构与性能的研究。　是对宏观的大块固态材料进行特殊的工艺处理从而获得纳米晶　１．２高能球磨法　金属块体材料，如非晶晶化法、严重塑性变形法，或者经过特殊　高能球磨法（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ａｔｔｒｉｔｉｏｎ，ＭＡ）亦称机械合金化　工艺直接制备纳米块体材料，如快速凝固法、电沉积法、磁控溅　（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ａｌｌｏｙｉｎｇ）［ａ８　ａｇ］。利用球磨机内部磨球的转动或相　＊国家自然基金（５０４６１００１，５０４７１０８６）；核材料与燃料国家级重点实验室基金（５１４８１０５０１）；广西自然基金（０５７５—１８）；广西技术攻　关项目（０６３９００３）资助　李安敏：女，１９７３年生，博士生，主要从事纳米材料变形机制的研究Ｅ－ｍａｉｌ：ｌａｍａｎｎｙ＠１２６．ｃｏｍ　维普资讯 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・　１１２・　枕聃导猿　２００７年４月第２１卷第４期　互之间的碰撞、磨球与料罐之间的碰撞，对金属或合金粉末进行　现ｒ２　］。采用非晶晶化法已成功制得铁、镍、钴基合金等纳米　强烈的撞击、研磨和搅拌，使金属或合金粉末粉碎，破碎的粉末　在随后的球磨过程中又发生冷焊合，再次被破碎、合金化使晶粒　不断细化，最终达到纳米量级，然后再经过压制成型，获得纳米　晶块体材料＿１］。高能球磨法的基本工艺过程见图２。近年来，　该方法已经成为制备纳米材料的一种重要方法，但其存在的问　题是：晶粒尺寸分布不均匀，粉末容易受来自球磨介质（球与球　罐）和气氛杂质的污染，容易发生氧化和形成应力，在固结过程　中晶粒粗化＿２　，很难得到洁净的纳米晶体界面和无微孔隙的纳　块体材料。该方法的优点是制备的纳米块体材料的晶粒界面清　洁致密、样品中无微孔隙、晶粒度容易控制、成本低廉、产量大；　局限性在于必须以块状的非晶体材料为先驱材料，依赖于非晶　态固体的获得，仅仅适合于容易形成非晶的合金系。虽然，采用　这种方法很难获得大尺寸的块体纳米材料，但近年来对大块非　晶晶化得到非晶纳米复合材料的研究取得了显著的成果ｌ＿２　。　因此，非晶晶化法是很受关注的纳米晶块体材料制备方法之一。　１．５严重塑性变形法　米晶金属块体材料，从而对一些基础性研究工作不利。　图１惰性气体冷凝法示意图［Ⅲ　（ａ）不断碰撞、冷焊台　颗粒在球磨过程中　Ｃｏ）颗粒逐渐形成　层状微观结构　图２高能球磨法示意图Ⅲ　１．３粉末冶金法　粉末冶金法（Ｐｏｗｄｅｒ　ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ）是指把纳米粉末经过加压　成块、烧结，从而获得块体纳米晶材料的方法＿２　。制备过程主　要控制压力和烧结工艺参数。由于纳米粉体颗粒尺寸小、表面　能高。高的表面能为原子运动提供驱动力，有利于块体材料内　部空洞的收缩，故在较低的烧结温度下也能使块体材料致密化。　但该法也存在晶粒尺寸容易长大、尺寸分布不均匀、微孔隙、致　密度较低等问题。　１．４非晶晶化法　非晶晶化法（Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，　ＣＡＭ）制备纳米固体材料是首先制备非晶态材料，后经过适当　热处理，控制非晶态固体的晶化动力学过程使非晶态材料转变　成纳米尺寸的多晶材料。它的主要过程是非晶态固体的获得和　控制晶化过程。一般可以通过熔体激冷、高速直流溅射＿２　、等　离子流雾化、固态反应等技术制备块状非晶材料；晶化过程可采　用等温退火、分级退火、脉冲退火、激波诱导等方法来实　严重塑性变形法（Ｓｅｖｅｒｅ　Ｐｌａｓｔｉｃ　Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ＳＰＤ）可制备　块体纳米材料，并可分为两种方法：即高压力旋转法＿２９＿和等通　道角挤压法［３　，示意图见图３。　（ａ）Ｎ压力旋转法　（ｂ溥通道角挤压法　图３严重塑性变形法示意图［１＿　采用严重塑性变形法可获得纳米晶金属块体材料，已成功　制得Ｆｅ、Ｆｅ－１．２Ｃ、Ａ１－Ｍｇ－Ｌｉ－Ｚｒ、Ｎｉｓ　Ａ１、Ｚｎ７８　Ａ１２２等纳米纯金属和　纳米合金块体材料［３１＿。近十几年来，对严重塑性变形法的工艺　参数（如变形压力、通道角度等）对纳米晶块体材料的影响的研　究已取得许多成果［　。该工艺的特点是适用范围较宽，可制　备体积大、致密度高、晶粒界面洁净的纳米块体材料；局限性在　于制备成本较高，晶粒度范围较大。　１．６快速凝固法　快速凝固法（Ｒａｐｉｄ　Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ，ＲＳ）是通过传导传热或对　流传热等方式加快熔体的冷却速度，和凝固，在凝固过程中，控　制形核率和长大速率，从而获得超细的晶粒的方法［３　。常用的　快速凝固方法是快淬法，即单辊熔体激冷法ｌ＿３　。　１．７电沉积法　电解沉积法（Ｅｌｅｃｔｒ０ｄｅｐ０ｓｉｔｉ０ｎ）是在传统的电镀基础上，注　重电化学的生产方法＿１］。电解沉积法的主要优点是：（１）可沉积　大量晶粒尺寸在纳米量级的纯金属、合金以及化合物；（２）投资　少，生产率高，不受试样尺寸和形状的限制，可制成薄膜、涂层或　块体材料；（３）疏松孔洞少，密度较高，且在生产中无需压制，内　应力较小；（４）电沉积产物微观结构可控，可以是等轴的，也可以　是随机取向或织构；（５）属室温技术，费用和成本相对低廉，可进　行大规模生产。但是，该方法只能获得厚度较薄的纳米晶金属　块体材料。　１．８磁控溅射法　溅射［３　（Ｍａｇｎｅｔｒｏｎ　Ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ，ＭＳ）是物理气相沉积薄膜　的重要方法之一，其工作原理如图４所示。在真空室（１０　～　１０。Ｐａ）内充入一定压力的工作气体，提高阴、阳两极之间的电　维普资讯 http://www.cqvip.com 纳米晶金属块体材料制备技术与力学性能研究进展／李安敏等　压使气体发生辉光放电，放电产生的正离子在电场作用下以一　定动能轰击阴极靶而将靶材料原子溅射出来，溅射出的原子被　・　１１３　・　子辐射法［　、化学气相沉积法ｒ５引、高温高压固相淬火法ｒ４　、高　速射击法＿５。］等。但要真正获得界面清洁、无微孔隙的高质量的　吸附在衬底表面并最终生长成连续薄膜。　真空室　村底固定器　衬底　阳极　阴极　电磁体　图４磁控溅射法示意　１．９放电等离子烧结法　放电等离子烧结（Ｓｐａｒｋ　Ｐｌａｓｍａ　Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ＳＰＳ）是近年来发　展起来的一种新型的快速烧结技术，主要是由日本开发与兴起　的粉末烧结新技术，具有快速、低温、高效率等优点＿３引。目前采　用该法已成功制备出纯金属及合金、陶瓷、复合材料、高分子材　料、纳米块体材料、非晶块体材料、多尺度复合的结构和功能梯　度材料等不同性质的材料ｌ＿３　。　１．１Ｏ燃烧合成熔化法　燃烧合成也称为自蔓延高温合成（Ｓｅｌｆ　Ｐｒｏｐａｇａｔｉｎｇ　Ｈｉｇｈｔ—　ｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ，ＳＨＳ），是２０世纪７０年代发展起来的合　成高熔点材料的一项新技术＿４引。通过选择和设计反应时释放　高热量的化学反应体系，利用金属、非金属及其氧化物粉体之间　的燃烧合成反应生成金属、合金、金属间化合物或陶瓷；同时生　成的物质在反应瞬时释放的高热量作用下处于液态，且高温熔　体可有效去除原料中带人的杂质；而具有高纯净度的高温熔体　在凝固时有较大的过冷度，并以均质成核的方式凝固。将这种　具有较大过冷度的液态熔体在惰性气体（气压为４￣８ＭＰａ）保　护下，原位沉积在具有高导热系数的底材上，其凝固时将具有较　快的冷却速度，可使熔体中形成的大量均质晶核的生长限制在　纳米尺寸上，从而可将金属及其氧化物粉体制备成具有纳米晶　结构的金属、合金、金属间化合物和陶瓷材料ｌ＿４　。其制备装置　见图５。与已有的块体纳米晶材料制备技术相比，燃烧合成熔　化法具有制备气压与温度（２５０￣３００￣Ｃ）低、工艺简单、成本与能　耗低、能制备大尺寸纳米块体材料等优点。我国薛群基院士运　用该制备工艺已制备出了晶粒尺寸小于１０　ｎｔｎ、厚度大于３　ｉｎＩｎ、具有优异力学和抗磨损性能的块体纳米ＮｉｓＡ１、Ｆｅ３Ａ１、　Ｗ　材料　。　口　口　图５燃烧合成熔化制备装置ｍ］　纳米晶体材料的制备方法还有激光气相合成法　、高能粒　纳米晶金属块体材料，还必须对现有技术进行优化，或寻找新的　技术，开发出适合大量生产无微孔隙的高质量块体纳米材料的　成熟技术，使纳米材料早日走向产业化。　２纳米材料的力学性能　２．１强度与延伸率　纳米金属比粗晶金属具有较高的屈服强度［５　，对于金属　面心立方纳米晶金属（如Ｃｕ、Ｎｉ、Ｐｄ等），当晶粒尺寸在１５～　１００ｎｍ时，屈服强度和硬度随着晶粒尺寸的减小而增大，而当　晶粒尺寸小于１０ｎｍ时，纳米金属的强度随晶粒尺寸的减小而　降低，呈现出反Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ关系［１１，６２￣６６］。　中国科学院金属所卢柯院士领导的研究小组采用脉冲电解　沉积技术制备出具有高密度、超高强度（拉伸强度高达　１０６８ＭＰａ，达到高强度钢或铜晶须的强度）与高导电性的纳米孪　晶纯铜［６７３；对纳米孪晶纯铜的屈服强度与硬度、应变速率敏感　性、塑性等的研究取得进展Ｅ６８３。　纳米金属比粗晶金属具有较小的延伸率＿５　，研究者认　为这是由于纳米晶缺少一个有效的硬化机制和（或）晶内缺陷的　存在造成纳米晶塑性的不稳定性，从而使纳米材料的塑性降低。　２．２应变速率敏感性　在早期的研究中，Ｗａｎｇ等［６６３发现电解沉积纳米镍晶在室　温下具有高的应变速率敏感性。Ｌｕ等［５６，６９］发现当流变应力适　度地增加时（８５～ｌ５０ＭＰａ，形变为１　），电解沉积纳米铜（平均　晶粒尺寸约为３０ｎｍ）应变速率从６×ｌＯ　Ｓ　增加到ｌ＿８×　１０。Ｓ　；但是随着应变速率的增加，应变没有大的增加，这种现　象明显不同于传统的粗晶铜（其形变随着应变速率的增加而略　有降低）。另一方面，Ｄａｌｌａ　Ｔｏｒｒｅ等＿５　］发现电解沉积制备的纳　米镍晶的韧性随着形变速率的增加（从５．５×１０　Ｓ　到５．５×　１０　Ｓ　）而降低，还发现当形变速率从１０ｓ　增加到ｌＯ。Ｓ　时，　其抗拉强度也有大的增加，但是抗拉强度的变化不依赖于应变　速率的变化。　这些不同的实验结果是由于用于应变实验的试样的制备方　法不同，试样的结构、纯度和晶粒尺寸与分布、体积各异，再加上　加载方式不同，故得到的结果各不相同。　２．３超塑性　材料在特定条件下可产生非常大的塑性变形而不断裂的特　性被称为超塑性（通常指在拉伸情况下）或超延展性（轧制条件　下），对于金属或陶瓷多晶材料，其产生条件是高温（通常高于熔　点的１／２）和稳定的细晶组织＿７　。对材料超塑性的研究重点在　于如何降低超塑变形温度。　材料超塑变形基本上是晶界在高温下滑移造成的，根据晶　界滑移的理论模型，如Ｃｏｂｌｅ晶界扩散蠕变模型，形变速率可表　示为＿７１］：出／ｄｔ＝ＢＩ２ａ３Ｄ￣ｂ／ｄ。Ｋｔ，其中ｅ为形变速率，口为拉伸应　力，ｎ为原子体积，ｄ为平均晶粒尺寸，Ｄ为晶界扩散率，　为晶　界厚度，Ｂ为Ｂｏｌｔｚｍａｎｎ常数。可见，细化晶粒、升高温度和增　大界面能均可提高形变速率，尤其是晶粒的细化可有效提高形　变速率，因此通过细化晶粒到纳米级可以实现室温的超塑　性　。　Ｓｕｎｇｗｏｎ　Ｌｅｅ等［３４３用等径角挤压法制备的Ａ１－Ｍｇ－Ｌｉ—Ｚｒ合　维普资讯 http://www.cqvip.com ・１１４・　材料导报　２００７年４月第２１卷第４期　金纳米晶（挤压过程中应变为１２）试样在６７３Ｋ温度下做拉伸实　验，当形变速率为１０　ｓ　时，伸长率为１２１０％，形变速率为　１ｓ　时，伸长率为９５０　。Ｆ．Ｄａｌｌａ　Ｔｏｒｒｅ等［７３＿研究了电解沉积　镍晶在室温和３３０℃之间的拉伸性能和显微结构，当温度高于　３００℃时进行拉伸实验，显示出低的流变应力和高的延伸率，同　时观察到晶粒长大，晶界有Ｎｉ－Ｓ相生成。ＭｃＦａｄｄｅａ等＿７　］利用　电解沉积技术制备出全致密纳米Ｎｉ（晶粒尺寸为５０ｎｍ），发现　其拉伸超塑变形温度为３５０℃（约为熔点的３６％），远低于粗晶　Ｎｉ的超塑变形温度。Ｌｕ　Ｌ等［７ｏ，７５］利用电解沉积技术制备出的　全致密Ｃｕ晶（晶粒尺寸为３０ｎｍ），在室温下轧制，其延伸率高　通过增加另外的滑移系，或者通过位错与孪晶之间的作用推动　已有的滑移系之间的迁移，从而促进变形的进行；而在变形后　期，孪晶晶界能阻碍一定类型的滑移位错，使位错堆积，引起材　料的形变硬化。这为解释纳米材料遵循Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ公式，呈现　出高屈服强度的现象提供了一定的理论依据。　有研究者提出了区别于以上３种的变形机制。因在对冷轧　变形后纳米金属晶体钴（平均晶粒尺寸２０ｎｍ）的实验中发现衍　射峰变窄，这与粗晶金属材料中位错产生塑性变形，相变会导致　不均匀应变，进而加宽ｘ射线衍射峰不同［９５，９６ｌ，故研究者认为，　在纳米金属晶体Ｃｏ中可能存在其它的并有别于位错和位错一晶　达５１００　，且试样在延伸过程中未出现明显的加工硬化现象，　这是纳米材料领域的一个重要突破。这些研究结果表明，通过　调整制备工艺，有希望制备出具有室温超塑性的纳米金属材料。　３变形机制　针对纳米晶金属块体材料在强度与延伸率、应变强化与超　塑性等力学性能呈现与粗晶金属材料不同的特点，许多研究人　员研究与探讨了纳米金属材料的变形机理，提出了以下几种变　形机制。　３．１位错变形机制　在粗晶金属材料中，材料的变形机制主要是位错机制，堆积　的位错可以在晶界开动，但位错对纳米金属材料的变形作用还　未定论。有许多研究面心立方金属纳米晶的实验发现纳米材料　晶体中（晶粒尺寸大于１０ｎｍ）存在高密度位错（大于１０　ｍ　）　［７６￣８ｏ３，相当于粗晶金属材料加工硬化产生的位错密度［８　，研究　者认为这些位错参与纳米材料的变形过程。而在球磨制备的　Ｃｕ－Ｚｒ纳米晶（晶粒尺寸小于１００ｎｍ）中未发现位错＿８　。计算模　拟发现位错对面心立方金属纳米晶的变形有作用＿８　踮］，特别是　在文献［８９］中论证了晶粒的尺寸和类型与位错结构的关系，认　为当晶粒尺寸小于位错滑移距离时，只有部分位错在晶界形成，　这些位错在滑移通过整个晶粒过程中产生堆垛层错，而这些层　错作为面缺陷保留在晶粒内部，当晶内被一定量的层错横切时，　就不能发生更多的位错增殖，故位错的增殖只发生在变形的初　期，这时变形的主要机制是晶界滑移＿８　］和晶界扩散［　；当　晶粒尺寸大于位错滑移距离时，全位错可以在晶界形成，变形机　制以位错的滑移进行＿８　３．２晶界滑移和扭转变形机制　Ｇｕｔｋｉｎ等［－９１，９２］认为纳米金属晶体的变形是由于晶界滑移　和扭转变形共同作用的结果，滑移晶界位错在三叉晶界分解成　沿相邻晶界攀移的位错，这个过程重复进行，导致晶界位错墙的　攀移，并伴随着纳米金属晶粒中晶格点阵的旋转传递扭转变形。　３：３孪晶变形机制　在一些早期的计算模拟中，除了发现位错外，还发现孪　晶［８４ｌ，认为在堆垛层错能高的纳米金属晶体中变形可能以孪生　机制进行［　］。在这些模拟模型中［６　，面心立方金属中孪生　变形伴随着滑移过程，有实验结果证实了该模拟结果［ｇ　，在晶　粒尺寸小于３００ｎｍ的超细晶铜和纳米晶铜中发现孪生是重要　的变形机制。ｖ．Ｙａｍａｋｏｖ等＿ｇ　进一步研究了在面心立方金属　钴纳米晶（晶粒尺寸为３０￣１００ｎｍ）中变形孪生与位错滑移之间　的相互影响，重点研究了滑移位错和孪晶晶界之间的作用，认为　变形孪晶对纳米材料的机械性能有双重作用：在变形初期，它能　界相互作用主导的变形机制，这种变形机制可能是由空位和空　位群的活动控制。　关于纳米晶金属块体材料的变形机制的研究从没间断，虽　然各种变形机制的研究还缺乏充分的实验依据，但利用计算机　模拟技术，结合实验，进一步地深入研究，将会揭示纳米晶金属　块体材料的变形机制。　４断裂机制　文献［９７，９８］报道了体心立方金属铁纳米晶形变后有剪切　带的产生，用透射电镜观察剪切带＿ｇ　，发现晶粒在剪切方向被　拉长，而在剪切带外的晶粒保持等轴晶，这是局部变形的迹象。　用透射电镜观察位错在纳米金属及合金变形过程中的行为，也　为研究纳米金属晶中裂纹尖端前沿的损伤断裂演变过程提供了　一些信息。在电沉积纳米镍晶中，主裂纹前沿的晶界和三叉晶　界中的空隙随着加载而增加，文献［９９］中阐明了纳米晶受破坏　的演变过程。但还不能确定透射电镜下有关裂纹扩展的信息能　否与块体金属中的裂纹扩展特征一致。分子动力学法模拟＿１　］　也认为在主扩展裂纹前沿的晶界和三叉晶界上的空隙的形成与　晶间裂纹的产生有关。　在磁控溅射纳米镍晶和激光沉积纳米镍晶（平均晶粒尺寸　都为１５￣２０ｎｍ）的拉伸试验研究中发现＿１　］：纳米晶拉伸变形　前其结构中就有纳米级的空隙存在；磁控溅射纳米镍试样中包　含有一些晶界孔洞，通过晶间裂纹的快速接合（伴随着薄片的连　续减薄）而产生脆性断裂，而在激光沉积试样中没有发现孔洞。　电解沉积纳米镍晶、铝一铁晶和纳米铜晶的拉伸试样的断裂　表面发现韧窝ｌ＿５　引，而且韧窝的尺寸明显比平均晶粒尺寸　大。图６为电沉积纳米镍晶、纳米镍一钨晶拉伸试样断裂表面的　透射电镜图像＿ｇ　。　对全致密纳米镍晶（晶粒尺寸为６～１２ｒｉｍ）的裂纹（裂纹前　沿有纳米级空隙）扩展模拟认为晶界滑移和部分位错运动使晶　内剪切面产生，从而促使塑性区的形成，该塑性区长度为几个晶　粒尺寸，解释了实验中发现的韧窝的尺寸比晶粒尺寸大的现象；　剪切面网络的形成可能通过晶界滑移导致纳米孔洞的形成，最　终由于这些空隙和孔洞的存在而导致宏观断裂的产生［１　］。基　于韧窝、裂纹尖端的位错的运动、裂纹前沿的晶界和三叉晶界上　空隙的形成等现象的发现，研究者提出纳米材料损伤和断裂模　型ｌ＿ｇ９＿（见图７）：在纳米材料变形的初期，位错在应力的作用下从　晶界发射；当晶内滑移与不适宜的晶界滑移同时进行时，促进了　空隙在晶界的形成，每个晶界不一定都有空隙；而三叉晶界处的　空隙和裂纹是晶界滑移的结果。这些晶界和三叉晶界空隙可以　作为韧窝形核的场所，韧窝的尺寸比单个晶粒尺寸大，故这些韧　维普资讯 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纳米晶金属块体材料制备技术与力学性能研究进展／李安敏等　窝的边缘不一定与晶界对齐。　纳米镍晶　纳米镍．钨晶　图６拉伸试样（电沉积纳米晶）断裂表面的透射电镜图像［伽］　Ｔｅｎｓｉｌｅ　ｌｏａｄｉｎｇ　图７纳米材料损伤和断裂模型［　。　可见，纳米晶金属块体材料的断裂很大程度上与晶界和三　叉晶界上空隙的形成和试样的致密度有关。　５结语　目前，有关纳米晶金属块体材料的制备技术还处于逐步完　善阶段，为使纳米材料走向产业化，严重塑性变形法、放电等离　子烧结（ｓＰＳ）方法与燃烧合成熔化法等是很有前途的制备方　法。　纳米晶金属块体材料力学性能还未有系统的理论体系，纳　米晶界、纳米金属晶体结构缺陷对纳米材料的力学性能的影响，　纳米材料的变形机制等还需要进一步地研究。要研究纳米晶金　属块体材料的变形机制，在所制备的纳米试样为纯洁、致密、大　尺寸的条件下，从金属原子、晶体缺陷（位错、空位等）在纳米晶　变形过程中的运动特性、运动的热力学与动力学条件等方面，借　助先进的计算机模拟技术，结合纳米材料的微观结构特征和力　学性能参数，建立纳米材料变形的模型和理论来指导实验，对研　究纳米材料的力学性能具有重要的意义。　参考文献　１　张立德，解思深．纳米材料和纳米结构．北京：化学工业出　版社，２００５．３１６　２　ＨｕｇｈｅｓＧＤ，ＳｍｉｔｈＳＤ，ＰａｎｄｅＣＳ，ｅｔ　ａ１．ＳｅｔＭｅｔａｌｌＭａ－　ｔｅｒ，１９８６，２Ｏ：９３　３　Ｔａｎｇ　Ｊ　Ｓ　Ｃ，Ｋｏｃｈ　Ｃ　Ｃ．Ｓｃｒ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ，１９９０，２４：１５９９　４　Ｃｈａｎｇ　Ｈ，ＨＯｆｌｅｖ　Ｈ　Ｊ，Ａｌｓｔｅｔｔｅｒ　Ｃ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｓｃｒ　Ｍｅｔａｌｌ，　１９９１，２５：１１６１　５　ＬｕＫ，Ｗａｎｇ　Ｙ　Ｚ，Ｗｒｅｉ　Ｗ　Ｄ，ｅｔ　ａＬ　Ａｄｖ　Ｃｒｙｏｇｅｎ　Ｍａｔｅｒ，　１９９１，１３８：２８　６　ＷａｎｇＹＺ，ＱｉａｏＧＷ，ＬｉｕＸＤ，ｅｔ　ａ１．ＭａｔｅｒＬｅｔｔ，１９９３，１７：　１５２　７　Ｋａｒｅｈ　Ｊ，Ｂｉｒｒｉｇｎｅｒ　Ｒ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ．Ｎａｔｕｒｅ，１９８７，３３０：２１０２　８　Ｃｈｏｋｓｈｉ　Ａ　Ｈ，ｌ　ｓｅｎ　Ａ，Ｋａｒｅｈ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｓｃｒ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ，　１９８９，２３：１６７９　９　Ｗａｎｇ　Ｊ　Ｔ，Ｈｕ　Ｚ　Ｑ，Ｄｉｎｇ　Ｂ乙Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ　Ａ，１９９３，１６９：　Ｌ１７　１０　Ｃｈａｎｇ　Ｈ，Ａｌｔｓｔｅｔｔｅｒ　Ｃ　Ｊ，Ａｖｅｒｂａｃｋ　Ｒ　Ｓ　Ｊ　Ｍａｔｅｒ　Ｒｅｓ，１９９２，　７：２９６２　１１　Ｓｃｈｕｈ　Ｃ　Ａ，Ｎｉｅｈ　Ｔ　Ｇ，Ｙａｍａｓａｋｉ　Ｔ．Ｓｃｒ　Ｍａｔｅｒ，２００２，４６：　７３５　１２　Ｂｉｒｒｉｎｇｅｒ　Ｒ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ，Ｋｌｅｉｎ　Ｈ　Ｐ，ｅｔ　ａ１．Ｐｈｙｓ　Ｌｅｔｔ　Ａ，　１９８４，１０２：３６５　１３　Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ，Ｍａｒｑｕａｒｄｔ　Ｐ．Ｚ　Ｍｅｔａｌｌｋ，１９８４，７５（４）：２６３　１４卢磊．［博士学位论文］．沈阳：中国科学院金属研究所，　２０００．５　１５　Ｈａａｓ　Ｖ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ，Ｂｉｒｒｉｎｇｅｒ　Ｒ　Ｓｃｒ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ，１９９３，２８：　７２１　１６　Ｓａｎｄｅｒｓ　Ｐ　Ｇ，Ｆｏｕｇｅｒｅ　Ｇ　Ｅ，Ｔｈｏｍｏｐｓｏｎ　Ｌ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｎａｎｏ—　ｓｔｒｕｃｔ　Ｍａｔｅｒ，１９９７，８：２４３　１７　Ｈａｈｎ　Ｈ．Ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔ　Ｍａｔｅｒ，１９９７，９：３　１８　Ｂｅｎｊａｍｉｎ　Ｊ　Ｓ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｔｒａｎｓ，１９７０，１：２９４３　１９　Ｂｅｎｊａｍｉｎ　Ｊ　Ｓ　Ｓｃｉ　Ａｍ，１９７６，２３４：４Ｏ　２Ｏ　Ｋｏｃｈ　Ｃ　Ｃ　Ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ　Ｍａｔｅｒ，１９９７，９：１３　２１谷万里，吕卫卫．热加工工艺，２００６，３５，１４：２５　２２　Ｍｏｕｌｚｏｌｆ　Ｓ　Ｃ，Ｌａｄ　Ｒ　Ｊ，Ｂ１ａｕ　Ｐ　Ｊ．Ｔｈｉｎ　Ｓｏｌｉｄ　Ｆｉｌｍｓ，１９９９，　３４７：２２０　２３　Ｂａｌａｅｈａｎｄｅｒ　Ｎ，Ｓｕｋｅｎｉｋ　Ｃ　Ｎ．Ｌａｎｇｒｎｕｉｒ，１９９０，６：１６２１　２４　Ｗｕ　Ｊ　Ｈ，Ｍａｔｈｅｗ　Ｍ　Ｃ．Ｌａｎｇｍｕｉｒ，１９９８，１４：４９２９　２５　Ｂｒｅｎｉｅｒ　Ｒ，Ｍｕｇｎｉｅｒ　Ｊ，Ｍｉｒｉｃａ　Ｅ　Ａｐｐｌ　Ｓｕｄ　Ｓｃｉ，１９９９，１４：　３８５　２６　Ｉｎｏｕｅ　Ａ，Ｋｉｍｕｒａ　Ｈ．Ｊ　Ｌｉｇｈｔ　Ｍｅｔａｌｓ，２００１，１：３１　２７　Ｉｎｏｕｅ　Ａ，Ｆａｎ　Ｃ，Ｔａｋｅｎｃｈｉ　Ａ　Ｊ　Ｎｏｎ－ｃｒｙｓｔ　Ｓｏｌｉｄｓ，１９９９，２５０－　２５２：７２４　２８　Ｉｎｏｕｅ　Ａ，Ｚｈａｎｇ　Ｗ，Ｚｈａｎｇ　Ｔ，ｅｔ　ａ１．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００１，４９：　２６４５　２９　Ａｋｈｍａｄｅｅｖ　Ｎ　Ａ，Ｋｏｐｙｌｏｖ　Ｖ　Ｉ，Ｍｕｌｙｕｋｏｖ　Ｒ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．Ｉｚｖｅｓｔ　Ａｋａｄ　Ｎａｕｋ　ＳＳＳＲ　Ｍｅｔａｌｌｙ，１９９２，５：９６　３０　Ｓｍｉｍｏｖａ　Ｎ　Ａ，Ｌｅｖｉｔ　Ｖ　Ｉ，Ｐｉｌｙｕｇｉｎ　Ｖ　Ｉ，Ｋｕｚｎｅｔｓｏｖ　Ｒ　Ｉ，ｅｔ　ａ１．　Ｆ．屹Ｍｅｔ　Ｍｅｔａｌｌ，１９８６，６１：１１７０　３１　Ｖａｌｉｅｖ　Ｒ　Ｚ，Ｉｓｌａｍｇａｌｉｅｖ　Ｒ　Ｋ，Ａｌｅｘａｎｄｒｏｖ　Ｉ　ｖ．Ｐｒｎｇｒ　Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ，２０００，４５：１０３　３２　Ｍａｓａｋａｚｕ　Ｋａｍａｅｈｉ，Ｍｉｎｏｒｕ　Ｆｕｒｕｋａｗａ，Ｚｅｎｊｉ　Ｈｏｒｉａｔ，ｅｔ　ａＬ　ａＭｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ，２００３，Ａ３４７：２２３　３３　Ｍｉｎｏｒｕ　Ｆｕｒｕｋａｗａ，Ｚｅｎｊｉ　Ｈｏｒｉｔａ，Ｔｅｒｅｎｃｅ　Ｇ　Ｌａｎｇｄｏｎ．Ｍａ—　维普资讯 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材料导报　ｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ，２００２，Ａ３３２：９７　５４２ｌ　２００７年４月第２１卷第４期　３４　Ｓｕｎｇｗｏｎ　Ｌｅｅ，Ｐａｔｒｉｃｋ　Ｂ　Ｂｅｒｂｏｎ，Ｍｉｎｏｒｕ　Ｆｕｒｕｋａｗａ，ｅｔ　ａ１．　Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ，１９９９，Ａ２７２：６３　６９　Ｌｕ　Ｌ，Ｓｕｉ　Ｍ　Ｌ，Ｌｕ　Ｉ（．Ｓｃｉｅｎｃｅ　２０００，２８７：１４６３　７Ｏ卢柯，卢磊．金属学报，２０００，３６（８）：７８５　７１　Ｃｏｂｌｅ　Ｒ　Ｌ　Ｊ　Ａｐｐｌ　Ｐｈｙｓ，１９６３，３４：１６７９　７２　Ｋａｒｃｈ｛Ｂｉｒｒｉｎｇｅｒ　Ｒ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ．Ｎａｔｕｒｅ，１９８７，３３０：５５６　７３　Ｄａｌｌａ　Ｔｏｒｒｅ　Ｆ，Ｖａｎ　Ｓｗｙｇｅｎｈｏｖｅｎ　Ｈ，Ｓｃｈ￣ｕｂｌｉｎ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．　Ｓｒ　Ｍａｔｅｒ，２００５，５３：２３　ｃ７４　ＭｃＦａｄｄｅｎ　Ｓ　Ｘ，Ｍｉｓｈｒａ　Ｒ　Ｓ，Ｖａｌｌｅｙ　Ｒ　Ｚ，ｅｔ　ａ１．Ｎａｔｕｒｅ，１９９９，　３９８：６８４　３５　Ｎａｇａｒａ］ａｒｌ　Ｒ，Ｃｈａｔｔｏｐａｄｈｙａｙ　Ｋ．Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ，１９９４，　４２：９４７　３６　Ｃｚｉｒｄｋｉｄ，Ｆｏｇａｒａｓｓｙ　Ｂ，Ｖａｎ　Ｔｅｎｄｅｌｏｏ　Ｇ，ｅｔ　ａ１．Ｊ　Ａｌｌｏｙｓ　Ｃｏｍｐ，１９９４，２１０：１３５　３７赵永好．［博士学位论文］．沈阳：中国科学院金属研究所，　２００１．３　３８张久兴，刘科高，周美玲．粉末冶金技术，２００２，２０（３）：　７５卢柯．中国科学院院刊，２００１，１：２９　１２９　３９高濂，宫本大树．无机材料学报，１９９９，４，２：１２８　４Ｏ李汝霞，鲁燕萍，等．真空电子技术，１９９８，１：１７　４１李元元，张建兵，李小强，等．粉末冶金技术，２００６，２４（３）：　１９９　４２王公平，岳明，张久兴，等．粉末冶金技术，２００６，２４（４）：２５９　４３王志伟．中国机械工程，２００６，１７（１３）：１４２５　４４陈君平．机械工程材料，２００５，２９（１０）：５０　４５　Ａｎｓｅｌｍｉ—Ｔａｍｂｕｒｉｎｉ　Ｕ，Ｇａｒａｙ　Ｊ　Ｅ，Ｍｕｎｉｒ　Ｚ　Ａ　ＳＣｒ　Ｍａｔｅｒ，　２００６，５４（５）：８２３　４６　Ｚｈａｎｇ　Ｈ　Ｗ，Ｇｏｐａｌａｎ　Ｒ，Ｍｕｋａｉ　Ｔ，ｅｔ　ａ１．Ｓｃｒ　Ｍａｔｅｒ，２００５，　５３（７）：８６３　４７　Ｐｏｌｌｉ　Ａ　Ｄ，Ｗａｇｎｅｒ　Ｔ，Ｆｉｓｃｈｅｒ　Ａ，ｅｔ　ａ１．Ｔｈｉｎ　Ｓｏｌｉｄ　Ｆｉｌｍｓ，　２０００，３７９：１２２　４８　薛群基，喇培清．中国有色金属学报，２００４，１４（１）：１２８　４９　杨军．中国基础科学，２００６，３：４０　５Ｏ　张耳土，肖涤凡．现代陶瓷技术，１９９４，３：１９　５１　Ｇｏｓｈｃｈｉｔｓｋｉｉ　Ｂ　Ｎ，Ｋｉｒｋ　Ｍ　Ａ，Ｓａｇａｒａｄｚｅ　Ｖ　Ｖ，ｅｔ　ａ１．Ｎａｎｏ－　ｓｔｒｕｃｔ　Ｍａｔｅｒ，１９９７，９：１８９　５２　ＭｃＣｌａｎｄｌｉｓｈ　Ｌ　Ｅ　Ｍａｔｅｒ　Ｔｅｃｈｎ，１９９３，８：１９３　５３　Ｚｈａｎｇ　Ｘｉｙａｎ，Ｊｉａ　Ｃｈｏｎｇ，Ｌｉｕ　Ｚｈｉｎｏｎｇ，ｅｔ　ａ１．Ａ　ｓｔｕｄｙ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｇｒｉｎｄｉｎｇ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｏｆ　ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　Ｔ卜　４Ａ１．２Ｖ　Ａ１ｌｏｙ，２００５　Ｘｉ’ａｎ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｔｉｔａｎｉｕｍ　Ｃｏｎｆｅｒ－　ｅｎｃｅ，Ｘｉ’ａｒｌ，Ｃｈｉｎａ，１６－１０，２００５　５４　Ｅｂｒａｈｉｍｉ　Ｆ，Ｚｈａｉ　Ｑ，Ｋｏｎｇ　Ｄ．ＳＣｒ　Ｍａｔｅｒ，１９９８，３９：３１５　５５　Ｄａｌｌａ　Ｔ０１Ｔｅ　Ｆ，Ｖａｎ　Ｓｗｙｇｅｎｈｏｖｅｎ　Ｈ，Ｖｉｃｔｏｒｉａ　Ｍ　Ａｃｔａ　Ｍａ－　ｔｅｒ，２００２，５０：３９５７　５６　Ｅｂｒａｈｉｍｉ　Ｆ，Ｂｏｕｒｎｅ　Ｇ　Ｒ，Ｋｅｌｌｙ　Ｍ　Ｓ，ｅｔ　ａＬ　Ｎａｎｏｓｔ　Ｍａｔｅｒ，　１９９９，１１：３４３　５７　Ｓａｎｄｅｒｓ　Ｐ　Ｇ，Ｅａｓｔｍａｎ　Ｊ　Ａ，Ｗｅｅｒｔｍａｎ　Ｊ　Ｒ，Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，　１９９７，４５：４０１９　５８　Ｌｕ　Ｌ，Ｌｉ　ＳＸ，Ｌｕ　Ｋ．Ｓｃｒ　Ｍａｔｅｒ，２００１，４５：１１６３　５９　Ｗｅｅｒｔｍａｎ　Ｊ　Ｒ　Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｂｅｈａｖｉｏｕｒ　ｏｆ　ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　ｍｅｍｌｓ　ｉｎ　ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ：Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ，ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，　ａｎｄ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．Ｎｏｒｗｉｃｈ：Ｗｉｌｌｉａｍ　Ａｎｄｒｅｗ　Ｐｕｂ－　ｌｉｓｈｉｎｇ，２００２　６０　Ｌｅｇｒｏｓ　Ｍ，Ｅｌｌｉｏｔｔ　Ｂ　Ｒ，Ｒｉｔｔｎｅｒ　Ｍ　Ｎ，ｅｔ　ａ１．Ｐｈｉｌｏｓ　Ｍａｇ　Ａ，　２０００，８０：１０１７　６１　ＷａＩ１ｇ　Ｙ　Ｍ，Ｗａｎｇ　Ｋ，Ｐａｎ　Ｄ，ｅｔ　ａ１．Ｓｃｒ　Ｍａｔｅｒ，２００３，４８：　１５８１　６２　Ｓｃｈｕｈ　Ｃ，Ｎｉｅｈ　Ｔ　Ｇ，１ｗａｓａｋｉ　Ｈ．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００３，５１：４３１　６３　ＪｅｏｎｇＤ　Ｈ，Ｅｒｂ　Ｕ，Ａｕｓｔ　Ｋ　Ｔ，ｅｔ　ａ１．Ｓｃｒ　Ｍａｔｅｒ，２００３，４８：　１０６７　６４　Ｃｈｏｋｓｈｉ　Ａ　Ｈ，Ｒｏｓｅｎ　Ａ，Ｋａｒｃｈ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｓｃｒ　Ｍｅｔａｌｌ，１９８９，２３：　１６７９　６５　Ｍａｓｕｍｕｒａ　Ｒ　Ａ，Ｈａｚｚｌｅｄｉｎｅ　Ｐ　Ｍ，Ｐａｎｄｅ　Ｃ　Ｓ　Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，　１９９８，４６：４５２７　６６　ＷａｎｇＮ，Ｗａｎｇ　Ｚ，Ａｕｓｔ　Ｋ　Ｔ，ｅｔ　ａ１．Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ，１９９７，　Ａ２３７：１５０　６７卢柯．中国科学院院刊，２００４，１９（５）：３５２　６８　Ｄａｏ　Ｍ，Ｌｕ　Ｌ，Ｓｈｅｎ　Ｙ　Ｆ，ｅｔ　ａ１．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００６，５４（２０）：　７６　Ｗｕｎｄｅｒｌｉｃｈ　Ｗ，Ｉｓｈｉｄａ　Ｙ，Ｍａｕｒｅｒ　Ｒ　Ｓｃｒ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ，　１９９０，２４：４０３　７７　Ｎａｓｔａｓｉ　Ｍ，Ｐａｒｋｉｎ　Ｄ　Ｍ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ，ｅｄｉｔｏｒｓ．Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ａｎｄ　ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　ｏｆ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ　ｈａｖｉｎｇ　ｕｌ—　ｔｒａ－ｆｉｎｅ　ｍｉｃｍｓ￣ｕｃｔｕｒｅｓ．Ｋｌｕｗｅｒ，１９９３　７８　Ｓｉｅｇｅｌ　Ｒ　Ｗ．Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｆｏｒｕｍ，１９９７，８５１：２３５　７９　Ｈｕａｎｇ　Ｊ　Ｙ，Ⅵｒｕ　Ｙ　Ｋ，Ｙｅ　Ｈ　Ｑ　Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，１９９６，４４：１２１１　８０　Ｉｓｌｍａｇａｌｉｅｖ　Ｒ　Ｋ，Ｃｈｍｅｌｉｋ　Ｆ，Ｋｕｚｅｌ　Ｒ　Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ　Ａ，　１９９７，Ａ　２３４—２３６：３３５　８１　Ｃｏｔｔｒｅｌｌ　Ａ　Ｈ．Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ　ａｎｄ　ｐｌａｓｔｉｃ　ｆｌｏｗ　ｉｎ　ｃｒｙｓｔａｌｓ．Ｏｘ－　ｆ０ｒｄ：Ｃｌａｒｅｎｄｏｎ　Ｐｒｅｓｓ，１９６１　８２　Ｍｏｒｒｉｓ　Ｄ　Ｇ。Ｍｏｒｒｉｓ　Ｍ　Ａ　Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ，１９９１，３９：１７６３　８３　Ｓｃｈｉｏｔｚ　Ｊ，Ｄｉ　Ｔｏｌｌａ　Ｆ　Ｄ，Ｊａｃｏｂｓｅｎ　Ｋ　Ｗ．Ｎａｔｕｒｅ，１９９８，３９１：　５６１　８４　Ｓｃｈｉｏｔｚ　Ｊ，Ｄｉ　Ｔ０ｌｌａ　Ｆ　Ｄ，Ｊａｃｏｂｓｅｎ　Ｋ　Ｗ．Ｐｈｙｓ　Ｒｅｖ　Ｂ，１９９９，　６Ｏ：１１９７１　８５　Ｓｗｙｇｅｎｈｏｖｅｎ　Ｈ　Ｖ，Ｓｐａｃｚｅｒ　Ｍ，Ｃａｒｏ　Ａ　Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，１９９９，　４７：３１１７　８６　ＹａｍａｋｏｖＶ，ＷｏｌｆＤ，ＳａｌａｚａｒＭ，ｅｔ　ａ１．ＡｃｔａＭａｔｅｒ，２００１，４９ｊ　２７１３　８７　Ｙａｍａｋｏｖ　Ｖ，ＷｏＩｆ　Ｄ，Ｐｈｉｌｌｐｏｔ　Ｓ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．Ｎａｔ　Ｍａｔｅｒ，２００２，　１：４５　８８　Ｙａｍａｋｏｖ　Ｖ，Ｗｏｌｆ　Ｄ，Ｐｈｉｌｌｐｏｔ　Ｓ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００２，　５０：５００５　８９　Ｋｅｂｌｉｎｓｋｉ　Ｐ，Ⅵｒ０ｌｆ　Ｄ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ．Ｉｎｔｅｒｆａｃｅ　Ｓｃｉ，１９９８，６：２０５　９０　Ｙａｍａｋｏｖ　Ｖ，Ｗｏｌｆ　Ｄ，Ｐｈｉｌｌｐｏｔ　Ｓ　Ｒ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，　２００２，５０：６１　９１　Ｇｕｔｋｉｎ　Ｍ　Ｙ。Ｏｖｉｄｋｏｌ　Ｉ　Ａ，Ｓｋｉｂａ　Ｎ　Ｖ．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００３，５１：　４０５９　９２　Ｆｅｄｏｒｏｖ　Ａ　Ａ，Ｇｕｔｋｉｎ　Ｍ　Ｙ，Ｏｖｉｄｋｏ　Ｉ　Ａ　Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００３，　５１：８８７　９３　Ｗａｎｇ　Ｙ，Ｃｈｅｎ　Ｍ，Ｚｈｏｕ　Ｆ，ｅｔ　ａ１．Ｎａｔｕｒｅ，２００２，４１９：９１２　９４　Ｙａｍａｋｏｖ　Ｖ，Ｗ－０ｌｆ　Ｄ，Ｐｈｉｌｌｐｏｔ　Ｓ　Ｒ，Ｇｌｅｉｔｅｒ　Ｈ．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，　２００３，５１：４１３５　９５　Ｚｈａｎｇ　Ｘ　Ｙ。Ｊｉａ　Ｃ，Ｍａｔｅｒ　Ｓｃｉ　Ｅｎｇ　Ａ，２００６，（１～２）：７７　９６　Ｚｈａｎｇ　Ｘ　Ｙ，Ｈｕ　Ｚ　Ｌ，Ｚｈｏｕ　Ｓ　Ｊ．Ｐｈｉｌｏｓｏｐｈ　Ｍａｇａｚ　Ｌｅｔｔ，２００５，　８５（１１）：５９５　９７　Ｊｉａ　Ｄ，Ｒａｍｅｓｈ　Ｋ　Ｔ，Ｍａ　Ｅ．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００３，５１：３４９５　９８　Ｃａｒｓｌｅｙ　Ｊ　Ｅ，Ｆｉｓｈｅｒ　Ａ，Ｍｉｌｌｉｇａｎ　Ｗ　Ｗ，ｅｔ　ａ１．Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａｔｅｒ　Ｔｒａｎｓ，１９９８，９Ａ：２２６１　９９　Ｋｕｍａｒ　Ｋ　Ｓ，Ｓｕｒｅｓｈ　Ｓ，Ｃｈｉｓｈｏｌｍ　Ｍ　Ｆ，ｅｔ　ａＬ　Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，　２００３，５１：３８７　１００　Ｋｅｌｃｈｎｅｒ　Ｃ　Ｌ，Ｐｌｉｍｐｔｏｎ　Ｓ　Ｊ，Ｈａｍｉｌｔｏｎ　Ｊ　Ｃ　Ｐｈｙｓ　Ｒｅｖ　Ｂ，　１９９８，５８：８５　１０１　Ｈｕｇｏ　Ｒ　Ｃ，Ｋｕｎｇ　Ｈ，Ｗｅｅｒｔｍａｎ　Ｊ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，　２００３，５１：１９３７　１０２　Ｍｕｋａｉ　Ｔ，Ｓｕｒｅｓｈ　Ｓ，Ｋｉｔａ　Ｋ，ｅｔ　ａ１．Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒ，２００３，５１：　４１９７　１０３　Ｈａｓｎａｏｕｉ　Ａ，Ｖａｎ　Ｓｗｙｇｅｎｈｏｖｅｎ　Ｈ，Ｄｅｒｌｅｔ　Ｐ　Ｍ　Ｓｃｉｅｎｃｅ，　２００３，３００：１５５０　（责任编辑张明）