7、在拉伸過程中，具有退火孿晶的晶粒內部首先發生變形，產生的變形孿晶遺傳了退火孿晶的取向。
11、雜質原子誘發成對孿晶及單孿晶的的可能*各為50%。
15、並採用六方晶系孿晶面的變換矩陣對孿晶電子衍*花樣進行了標定。
19、兩種制度的組織均為主要是孿晶型馬氏體。
23、應變誘發馬氏體首先在原奧氏體晶界和孿晶界形核。
27、金屬和合金中的面缺陷包括晶界、亞晶界、孿晶界、相界、堆垛層錯、外表面等。
32、這些微區分別為內孿晶馬氏體區和位錯板條馬氏體區。
36、採用同步輻*形貌術結合化學腐蝕法，系統研究了NYAB和NGAB晶體中的孿晶結構。
40、由於拉伸孿晶只能單向啟動，AZ31B鎂合金在擠壓方向的動態拉壓不對稱*顯著。
44、隨着碳的超飽和度(如氣相中的**含量)的增大，多面金剛石減少，大量的孿晶和堆垛層錯進入沉積的金剛石中。
1、孿晶由孿晶過程形成的。用於晶體。
5、裂尖前方可能發生形變孿晶，裂紋沿孿晶界擴展。
10、結果表明，單個出現的凸透鏡狀粗大孿晶為(102)，平行排列的板狀孿晶為(112)，孿晶內存在高密度位錯。
16、結果表明：直接淬火工藝的淬火組織為板條馬氏體和孿晶馬氏體共存，且孿晶馬氏體的含量較多。
21、系統研究了孿晶片層厚度對樣品*能的影響。
26、主要歸納為兩類：一類是以五次孿生方式生長；另一類是以位錯和微孿晶共存生長。
33、當冷變形率在20%左右時，出現變形孿晶，使得合金強度有大幅度提高。
38、本文對晶體的生長習*進行了研究，並初步討論了孿晶界面處枝蔓生長的原因。
43、遠離絕熱剪切帶源點的裂紋的形成主要是由平行於剪切方向的孿晶引起的。
2、孿晶的精細結構為位錯；
8、在液氮中快淬得到的單晶是無孿晶的。
14、T2內晶粒有所長大，而且也出現了退火孿晶。
22、利用矩陣方法處理了孿晶的電子衍*譜。
29、由於孿晶誘導塑*效應，孿晶晶粒發生扭折並形成了台階狀結構，從而導致了試樣表面的“褶皺”現象。
37、用透*電子顯微鏡（TEM）對密排六方多晶鈦在拉伸變形中形成的孿晶進行了觀察分析。
45、增碳層中的碳化物主要為M_（23）C_6。馬氏體帶由位錯馬氏體、孿晶馬氏體、殘餘奧氏體和少量碳化物組成；
4、鑄態組織中存在不同位向的孿晶，大孿晶中有許多平行的二次孿晶，沿孿晶界誘發微裂紋；
13、隨着道次的增加，孿生系統增多，形變孿晶相互交割，孿晶板條出現彎曲和斷裂；
24、同時在界面附近存在着大量位錯和孿晶等晶體缺陷。
34、分析結果表明，鑄態合金中含有少量的層錯和孿晶，但位錯密度較高。
42、熔化區和固態相變區硬化相組織極為細小，馬氏體呈微細針狀，具有孿晶亞結構。
6、指出，孿晶位錯是再結晶過程中，孿晶界面遷移的激活台階。
18、此外，在Ni孿晶界附近存在較多生長缺陷──Frank位錯。
31、問題和失誤：錯誤的空間羣：原子類型分配(電子是藍*的)，無序，孿晶。
46、試驗表明：該鋼空冷條件下即可獲得準貝氏體、板條馬氏體及孿晶馬氏體的複合組織，且具有較好的強韌*配合。
12、在拉伸過程中退火孿晶轉變成形變孿晶，使產品的強度和塑*提高；
28、焊後，大量M6C在晶內彌散析出，在晶界和孿晶界上不連續析出，原有的碳化物長大。
47、結果表明，隨着亞温淬火温度的升高，雙相組織中馬氏體的亞結構由孿晶型變成位錯型，兩相的變形能力和拉拔*能都得到改善。
20、拉伸載荷與孿晶界不垂直時，屈服應力降低，變形方式則以去孿晶為主。
41、觀察到高應變率時應力平台與硬化階段的TEM組織形貌分別為孿晶與斷續的馬氏體。
25、研究人員發現一類被稱作共格孿晶界（CTB）的特殊的晶界。
9、退火後，孿晶逐漸消失，形成等軸的再結晶晶粒。
3、位錯和孿晶的密度增加。
17、隨軋製方向不同，孿晶在形變中的行為也不同。
39、兩葉片的結合部位類似於孿晶界，不是兩個馬氏體片相遇的接觸部位。
35、同一馬氏體晶粒中具有相同孿生面的孿晶，儘管其具有相同的電子衍*譜（EDP），但它們在電子衍*中卻是一些非 相干散*體。
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