显然，只有当不锈钢管晶体密堆积面上不能通过新原子层的表面成核或界面的几何形状来供应新的台阶时，我们才需要利用螺型位错的机制来解释不锈钢管晶体的成长问题。新原子层自发成核的条件，是重迭到晶体表面的原子要有足够的密度，以便它们能够聚集起来以构成达到临界尺寸的二维核心．因此，此条件依赖于核心临界尺寸的大小、原子到达晶体表面的时率和在表面停留的平均时间．由于原子从熔体到达晶体表面的时率比之从蒸气或溶液中到达晶体表面的时率要大得多，这样，晶体从熔体中的成长就不一定会遇到象从蒸气或溶液中成长晶体那样的困难。不过，从熔体中成长晶体是否需要晶体缺陷，这还是不锈钢管厂尚未解决的问题。

弗兰克认为，在熔点时，不锈钢厚壁管晶体和熔体接触的界面已无所谓密堆积面的存在。因此，原子将能够在界面上的任何地方同晶体结合．同时，界面上的任何原子也可以同等自由地离开。这样，也就不需要供原子紧密连结的“台阶”存在．在这种情况下，完善晶体和非完善晶体的成长都是一样的．但是，卡耳末斯等在研究纯铅(99.996%)单晶和双晶成长过程中固一液界面的微观结构时发现，在界面同{111}或{001}晶面差不多重合的情况下，不锈钢厚壁管晶体的界面上都有“台阶状”的结构出现；而在取向和上述两类晶面相差较远的界面上，则未能从光学显微镜中看出这样的结构．这一实验说明，晶体所赖以成长的界面仍然保持着某些晶体学特征，因此弗兰克的概念是值得怀疑的．

界面微观结构的形式只和界面与{111}或{001}晶面之间的夹角有关．当此夹角大于一定的临界值(大约15-200)以后，“台阶状”的结构便会消失；当界面与{n1}或{001}更接近时，台阶便变得比较大；而当完全吻合时，台阶变成宽广的平台．已经证明，每个台阶是由一些密堆积面{111）或{001}构成的，对于不同的取向，台阶的宽度在0.001至0.01毫米之间，而高度则常常小于0.001毫米。卡耳末斯等所考虑的形成可见台阶的机制是这样的：如果平台由{111}或{001}晶面构成，那么，当它们之一和界面之间有一小角度差时，界面上将会出现单原子层高度的台阶，此角度差愈大，这些台阶也愈密[比较图10.1中的(b)和(c)，假如在开始的时候原子层台阶象图10.22(a)所表示的那样不均匀地分布着，那么这些矮的台阶是看不见的。晶体成长的步骤，是大口径不锈钢管原子逐个地冻结在台阶的侧面，使台阶从右向左移动．要是晶体的成长纯粹是各台阶以同等速度移动的结果，那么这些台阶将保持原来的样子，我们仍然不能看见，但是，移动速度和通过界面的热传导以及凝固时所释放的潜能的量有关，潜能的释放将使附近的台阶受热而移动变慢，甚至停止，因此，比较靠近的台阶B和c将相互遏制而移动较慢，而台阶A和D则可以往前推进。这样，便使AB间距离增加，CD间距离缩短，结果，B，C，D三个台阶靠拢，原子层台阶就是通过这样的成长方式聚集起来，使高度增加，形成可见的台阶．

    当然，不锈钢厚壁管新的原子层也可以在平台上，例如图10.22(a)中的AB或CD通过表面成核来形成。  在原子层台阶分布不规则的情况下，在比较大的平台上[例如图10.22(a)上的GD]，成核的几率要大一些，因为大平台的中心距台阶比较远，亦即离潜能源比较远，所以它的过冷度也比其他区域大。如果二维核心在平台CD上形成并且长大，这将使CD距离缩短，因而日，C，D三者靠拢，就象图10.22(b)所表示的分布那样．同时，由于CD缩短，DE就伸长，这时E又可以通过不锈钢厚壁管同样的表面成核（在DE上）方式或者侧向推进方式来向B，C，D靠拢．估计B，C，D这些原子台阶间的相互平均距离可以保持二、三个原子间距，因为当界面和平台的交角大小达到200时，界面上所有的原子层台阶便已靠拢得够紧密了，没有比较大的平台把它们分隔开，以致我们看不见界面上的台阶结构．

    顺便指出，在平台上形成的二维核心并不一定要达到临界尺寸以后才能对成长有贡献，比临界值小的胚芽在它消失之前如果和前进着的不锈钢管原子层边缘相结合，也可以促进成长。

    对于和密堆积面完全吻合的界面，不能应用上面的推论。很明显，在这样的情况下，如果界面上没有永久台阶（例如弗兰克机制）存在，那么表面成核过程将是必需的．

    提勒(W．A．Tiller)等对不锈钢管界面结构也作了研究。他们除了看到台阶之外，还认为，晶面的原子堆积密度愈大，则它同平台平行的几率也愈大，所以在铅中{111}，{110}和{311}各晶面能成为平台的几率按顺序减小，而在锡中的顺序是{100}——{101}．

http://www.gbt14976.com/Info/View.Asp?id=665