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こうたさわい
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1 日本金属学会誌第 74 巻第 7 号 (010) 微視的な塑性ひずみ分布と結晶方位差の関係佐々木孔英 1 釜谷昌幸三浦照光福谷耕司 1 福井大学大学院工学研究科原子力エネルギー安全工学専攻株式会社原子力安全システム研究所 J. Japan Inst. Metals, Vol. 74, No. 7 (010), pp The Japan Institute of Metals Correlation between Microstructural Scale Plastic Strain and Misorientation Kouei Sasaki 1, Masayuki Kamaya, Terumitsu Miura and Koji Fukuya 1 Graduate School of Nuclear Power and Energy Safety Engineering, University of Fukui, Fukui Institute of Nuclear Safety System, Inc, Mikata-gun, Fukui The correlation between local misorientation and plastic strain induced in polycrystalline copper was investigated. A specimen was subjected to a tensile test in order to introduce plastic strain. From changes in surface images of the specimen during the test, distribution of plastic strain was identified by using the image correlation technique, which derives the strain distribution by image processing. Local misorientations of the strained specimen were measured using electron backscattering diffraction and their spatial distribution was compared with that of plastic strain. The plastic strain was inhomogeneous on a microstructural scale, although uniform macroscopic tensile strain was induced. The maximum local strain was almost twice the average strain and the distribution depended on the microstructure. The grain orientation spread (GOS), which was calculated as the average misorientation among all crystal orientations within a grain, was found to correlate well with grain averaged plastic strain, although the local misorientation between neighboring points showed poor correlation. The misorientations between neighboring points correlated well with dislocation density introduced by deformation rather than with local plastic strain. It was concluded that, in order to represent the microstructural scale deformation, the strain should be defined not only by deformation per unit length, but also by the dislocation density. (Received February 5, 010; Accepted April 6, 010) Keywords: electron backscattering diffraction, plastic strain, digital image correlation, local strain, misorientation, copper 1. 緒言金属材料は, 塑性ひずみによって応力腐食割れの感受性が増加したり 1,), 破壊靭性が低下したり 3,4) する. 塑性ひずみによって材料に転位欠陥が導入されると, 結晶方位の局所的な変化が生じる 5). この変化は, 電子後方散乱回折 (Electron Backscattering Diffraction: EBSD) を用いた結晶方位測定 ( 以後, 単に EBSD 測定と呼ぶ ) により同定することができる 6).1 回の EBSD 測定ではナノメートルオーダーの空間分解能の局所的な結晶方位しか得られないが, これを複数回実施することで結晶方位の局所的な変化 ( 局所方位差 ) を同定することができる. 市販の測定システムを用いると, 任意のステップ間隔で試料表面を走査しながら 1 秒間に 00 回を越える速度で結晶方位を測定することが可能となる. これにより, 結晶粒径より十分大きな領域 ( 微視組織的な不均一性を平均化するに十分な領域 ) の結晶方位分布を平均化することで, 巨視的な定義に基づくひずみと良好な相関を有するパラメータを得ることができる. そして, これまで EBSD 測定は塑性ひずみ 7 14) のみでなく疲労 15) やクリープ 16,17) など変形を伴う損傷を測定する手法として活用されてきた. 一方,EBSD 測定は材料の微視的な変化を調べるためにも用いられている. 先に述べたように転位欠陥によって結晶方位の変化が生じることから, 局所方位差は転位密度と相関を有することになる 18,19). 多結晶材料では巨視的に均一な変形をした場合でも, 微視組織レベルでは不均一な変形となるので 0), 微小き裂の発生など局所的な破壊現象を考察するためには, 微視的な変形を知ることが重要となる. これまで, 低サイクル疲労においては局所方位差の大きい部位から優先的にき裂が発生する 1) など, 局所方位差が応力腐食割れや疲労におけるき裂発生過程と相関を有することが考察されている. しかし, 巨視的な変形量 ( 塑性ひずみ ) と結晶方位の変化は良好な相関を有することが明らかになっているものの, 不均一に分布する微視的な塑性ひずみ ( 以後, 単にひずみと呼ぶ ) と局所方位差の関係は必ずしも明確ではない. 結晶粒がトランプの束がずれるように一様にすべっても結晶方位の変化が生じないことを考えれば, 微視的なひずみと局所方位差は必ずしも対応しないと考えられる. しかし, 大局的には大きく変形した部位では, それに対応した相対的に大きな方位差が発生すると考えられ, 局所方位差と微視的なひずみは何等かの相関を有することも想定される. 本研究では,EBSD 測定から得られる局所方位差と, 微視的なひずみの関係を実験的に明らかにすることを試みた.

468 日本金属学会誌(010) 第 74 巻実験では純銅を用いて引張試験を行い微視的なひずみの分研磨した引張試験中の微視組織レベルでのひずみ分布を布と局所方位差を比較したひずみの測定には試料表面の DIC,3) により測定した DIC では引張試験の前後に取変形を画像解析によって同定するデジタル画像相関法得した試験片表面の画像からひずみの空間分布を同定する

2 468 日本金属学会誌(010) 第 74 巻実験では純銅を用いて引張試験を行い微視的なひずみの分研磨した引張試験中の微視組織レベルでのひずみ分布を布と局所方位差を比較したひずみの測定には試料表面の DIC,3) により測定した DIC では引張試験の前後に取変形を画像解析によって同定するデジタル画像相関法得した試験片表面の画像からひずみの空間分布を同定する (Digital Image Correlation: DIC)を用いたこれにより微具体的には Fig. で示す変形前の試料表面の画像に対し視組織レベルでの不均一なひずみの分布を測定したそし変形後の画像において白枠で囲った範囲に相当する部分を画て同じ領域の結晶方位分布を EBSD 測定により同定し像処理により同定するこの処理を白枠の範囲をオーバーラそれから得られる方位差とひずみの対応を調べたップさせながら画像全体に対して実施し変形前後の各部における相対的な変位を同定しひずみの分布を得る本研究. 実験方法ではデジタルマイクロスコープで取得したピクセルの画像に対して市販のソフトウェア(VIC D)を用いで 4 h 焼鈍処理が施された 99.9 純銅を Fig. 1 に示 950 て白枠の大きさを 50 ピクセル四方(3 mm 3 mm)とし 1 ピす形状に加工し引張試験に供した試料表面は最終 1 mm クセル( 0.6 mm )間隔ごとにひずみを求めた変形前後ののダイヤモンドペーストで仕上げた後コロイダルシリカで枚の画像から同一部位の同定を容易にするため試料を 50 の硝酸水溶液でエッチングした後コロイダルシリカの砥粒(粒径 0.1 mm )を試料表面に付着させランダムなパターンを付与したそして最終的に Fig. に示すような表面を得ることができた引張試験では試験片のつかみ片部の相対変位速度が毎分 0.1 mm となるよう引張荷重を負荷し最終的におおよそ 5 の塑性ひずみを付与した引張試験後の試料を洗浄した後 EBSD 測定を実施した EBSD 測定では電界放射型電子銃を装備した走査型電子顕微鏡(Carl Zeiss ULTRA55) Fig. 1 Fig. Geometry of specimen for tensile test. に設置された EBSD 測定システム(OIM Data Collection ver. Surface image of tensile specimen which was subjected to strain measurement using digital image correlation technique.

3 第 7 号微視的な塑性ひずみ分布と結晶方位差の関係 Fig Strain mapping obtained by digital image correlation technique. Fig. 4 Distribution of strain measured using digital image correlation technique. Fig. 5 size. Relationship between grain averaged strain and grain Fig. 6 Definition of crystal orientations for calculation of Kernel average misorientation (KAM ). Fig. 7 Local misorientation (KAM ) mapping for deformed copper.

470 日本金属学会誌 (010) 第 74 巻 5.) を用いた. 塑性ひずみを測定した領域について,1 mm の間隔で結晶方位を同定した.EBSD 測定条件は, 結晶方位の測定精度を重視した条件を選択した 5). 3. 測定結果および考察 3.1 DIC によるひずみ分布 Fig. 3 に DIC によって同定した引張方向成分の公称ひずみ分布を示す. ここでのひずみは, を用いている.

4 470 日本金属学会誌 (010) 第 74 巻 5.) を用いた. 塑性ひずみを測定した領域について,1 mm の間隔で結晶方位を同定した.EBSD 測定条件は, 結晶方位の測定精度を重視した条件を選択した 5). 3. 測定結果および考察 3.1 DIC によるひずみ分布 Fig. 3 に DIC によって同定した引張方向成分の公称ひずみ分布を示す. ここでのひずみは, を用いている. 試料には巨視的には均一な変形を付与したが, 微視的には不均一に変形しており, 局所的には 10 を超えるひずみが発生していた.Fig. 4 にひずみの度数分布を示す. ひずみの分布は正規分布に近く, その平均値は 4.8 であった. また, 最小値は 1.3, 最大値は 10.4 であり, 局所的には平均値の倍以上のひずみが発生していた. ひずみの集中している領域 ( 赤色で表示した領域 ) の大きさは 50 mm 程度で, 結晶粒と同等の大きさであった. 分布全体としては, 相対的にひずみの大きい緑色の領域と, ひずみの小さい青色の領域が数百 mm の周期で分布しており, 複数の結晶粒にまたがっていた. 一方, ひずみの分布の境界が結晶粒界と対応している箇所もあり, ひずみ分布が結晶粒組織 ( 微視組織 ) に対応していることが示唆された. ひずみと微視組織の関係を調べるために, 結晶粒毎にひずみの平均値を算出し, 結晶粒サイズとの相関を調べた. 結晶粒界は Fig. 3 に実線で示しているが, 後の EBSD 測定によって認識されるものと一致させている. 結晶粒サイズが極端に小さいものや粒界が入り組んで結晶粒の判別が難しいものを除き Fig. 3 のひずみ分布から 450 個の結晶粒について平均ひずみを得た.Fig. 5 に結晶粒毎に単純平均したひずみと, 結晶粒サイズの関係を示すが, 両者に明確な相関は見られなかった. 3. EBSD 測定による結晶方位差 EBSD 測定によって得られた結晶方位の局所的な変化は, 次式で定義される局所方位差 (Kernel Average Misorientation: KAM) 5,4) で表すことができる. KAM= n a i,j j=1 n ( 1 ) ここで,a i,j は測定点 i と j の間の結晶方位差を示す. 具体的な方位差の計算は Fig. 6 のように行う. 図中の格子はそれぞれ EBSD 測定における結晶方位の測定点を示す.KAM の算出には測定点 i と隣接する測定点 j の間の方位差を用いる. 図中の測定点 3 に着目すると, 方位差の計算対象は測定点 1,, 4, 5 となる. ただし, 測定点 1 のように同じ結晶粒内にない測定点は計算から除外する. したがって,n は通常 4 であるが, 図の測定点 3 における KAM を算出する場合は n=3 となる. 本研究において結晶粒界のしきい値は 5 とした. つまり, 方位差が 5 以上となる測定点間の境界が閉じた領域を形成した場合にその境界を結晶粒界と定義した.KAM の単位は角度であり, ひずみの単位とは一致しない. Fig. 8 Schematic drawing for representing relationship between local deformation and evolution of misorientation. 以上の手順で求めた KAM の分布を Fig. 7 に示す.Fig. 3 のひずみ分布と比較すると, ひずみの大きい箇所で,KAM が大きくなる傾向があり, ひずみと KAM の分布には相関が見られる. しかし, 全ての位置で対応しているわけではなく, たとえば,Fig. 3 で示した結晶粒 A では, ひずみが大きいにもかかわらず,Fig. 7 の KAM は相対的に小さい. ひずみと異なり KAM は短い周期で変動し, 同一結晶粒内においても均一な分布となっていない. 全体的に,KAM は結晶粒界近傍で大きくなる傾向が見られた. 結晶粒単位で変形を考えると, 結晶粒がすべりによって変形しても, これがただちに方位差の変化 (KAM の増加 ) を生じさせるとは限らない.Fig. 8 に模式的に示すように, ひずみはすべり変形によって増加するが,KAM は粒界などの転位の移動 ( すべり変形 ) が妨げられた箇所で大きくなる 5). このため,Fig. 7 では粒界近傍において KAM が大きくなる傾向を示した. しかし, すべての粒界において KAM が大きくなっているわけではない. ひずみが大きく, すべり変形が多く発生した結晶粒の粒界で KAM が大きくなる傾向にあることから, 大局的には KAM とひずみの分布は対応することになる. 結晶粒界近傍以外にも研磨傷やピットなど, 方位測定の精度が低下する部位で KAM が大きくなっている部分が見られる. また,Fig. 7 を得るため複数回の EBSD 測定の結果をつなぎ合わせており,Fig. 7 に見られる水平および垂直方向の直線上の KAM が大きくなっている部位は, このつなぎ目に相当する. 4. 結晶粒毎の平均方位差とひずみの対応 4.1 結晶粒毎の平均方位差の定義結晶粒サイズのスケールでの方位差分布を考察するために, 測定点毎ではなく結晶粒毎の平均方位差を算出した. ここで, 結晶粒毎の平均方位差として結晶粒方位分散 (Grain Orientation Spread: GOS ) 4,6) と局所方位差平均 (Grain Average Misorientation: GAM ) 4) の種類を用いた.GOS は次式で定義される.

5 第 7 号微視的な塑性ひずみ分布と結晶方位差の関係 471 GOS= { ng ( ng i=1 a ij )} j=1 Fig. 9 Definition of crystal orientations for calculation of grain averaged misorientation (a) grain orientation spread (GOS) and (b) grain average misorientation (GAM). n g ( ) ここで,n g は結晶粒内の測定点の数を示す.GOS の算出には, 測定点 i と同じ結晶粒内の n g 個の全ての測定点との方位差を用いる (Fig. 9(a) 参照 ). 結晶粒内の全ての点を i として算出した合計 n g n g 個の方位差の平均を GOS としている. 一方,GAM は次式から求める. m b i i=1 GAM= ( 3 ) m ここで,b i は結晶粒内の i 番目の方位差を示す.Fig. 9(b) に示すように, 結晶粒内における測定点の間の m 個の方位差の平均が GAM となる. 局所的な方位差の平均から定義される GAM は KAM を結晶粒毎に平均した値に相当する. したがって, その絶対値は EBSD 測定のステップ間隔に依存する 4). 一方,GOS は結晶粒の全体的な結晶方位の変化を反映するパラメータとなり, 局所方位差 (KAM) を積分したものに相当する.GOS はステップ間隔に依存しないが 13), 結晶粒サイズに依存し, 結晶粒が大きくなるほど増加すると考えられる. 4. 平均方位差とひずみの関係 Fig. 10 に GOS と GAM の分布図を示す.Fig. 3 に示したひずみの分布と比較すると,GOS の分布はひずみ分布と比較的良好な相関を有している. 一方,GAM とひずみは明確な相関は見られなかった.Fig. 11 に結晶粒毎に平均したひずみと GOS および GAM との相関を示す. これらの図では, Fig. 5 で対象とした 450 個の結晶粒についての相関を示している. 図中の直線は両者を最小自乗法にて線形近似した結果を示す. 図からは GAM とひずみにも正の相関が見られた. しかし, 相関係数 R は GAM の 0.43 に対して GOS はとなり,GOS の方が比較的大きな相関を示した. そして, ひずみと方位差の相関式として以下を得た. GOS( )=0.16 e( )+0.31 ( 4 ) GAM( )=0.016 e( )+0.86 ( 5 ) GOS が 1 の場合, その結晶粒での平均ひずみはおおよそ 4 に相当し, ひずみが 1 大きくなる毎に GOS が 0.16 上昇することになる. ただし, 図から明らかなように, 全ての結晶粒でこの関係が成立するわけではない. 4.3 ひずみ分布との局所的な対応方位差とひずみの局所的な対応を Fig. 1 に示す.Fig. 1(a) は直線 OP に沿ったひずみの変化を示している. それに対して,Fig. 1(b) は点 O の結晶方位に対する方位差, Fig. 1(c) は直線 OP 上で隣り合う測定点間の方位差 ( 局所方位差 ) を示している. つまり,Fig. 1(b) は GOS, Fig. 1(c) は GAM(KAM ) に対応している. ひずみは点 O から点 P にかけてほぼ単調に増加していた. そして,Fig. 1(b) の点 O との方位差も単調な増加および減少傾向を示しており, その最大はおおよそ.4 であった. 一方,Fig. 1(c) の局所方位差は, 直線に沿って複雑に変化しており, その最大値は 0.8 程度で相対的に小さく, またばらつきも大きい. EBSD 測定における方位差の同定精度は, 測定条件にも依存するものの 0.5 ~1 程度と言われており 7), 局所方位差のばらつきの要因となっていると考えられる. 先に述べたように, 局所方位差 (GAM) は Fig. 1(b) の点 O を基準とした方位差 (GOS) の空間微分に対応しており,Fig. 1(b) と (c) にもそのような対応関係が見られる ( ここで, 方位差は絶対値として算出されることに注意されたい ). このように, ひずみが局所方位差よりむしろその積分値と対応することは, Fig. 8 からも説明できる. つまり,Fig. 8 において, 点 O を右端の結晶粒界にとり, 左端が点 P に相当すると考えると, すべり変形にともない点 P においては, ひずみと点 O からの方位差は増加するが局所方位差は零となる. つまり, 結晶粒レベルでの変化を考えれば, ひずみが GAM よりもむしろ GOS と対応することが定性的に説明できる. ひずみと GOS は比較的良好な相関を有していたが, 結晶粒毎に見ると必ずしも全ての結晶粒で相関が良いわけではない. 相関が良くない要因を Fig. 11 に示した結晶粒 a, b, c および d を例に考察する. これらの結晶粒のひずみおよび GOS の分布図における位置を Fig. 3 および Fig. 10(a) 中に示している. ひずみに対して GOS が大きくなった結晶粒 a と b は, 結晶粒界を定義しているしきい値である 5 以下の粒界 ( 亜粒界 ) とみられる不連続な方位の変化が確認された (Fig. 7 の G 部参照 ). このような粒界が存在すると GOS の算出において亜粒界をまたがった測定点間の方位差が大きくなり, ひずみに対して GOS を大きくする要因となる. 一方, GOS が相対的に小さくなった結晶粒 c と d においては, 結

47 日本金属学会誌(010) 第 74 巻 Fig. 10 Mapping data of grain averaged misorientation (a) grain orientation spread (GOS ) and (b) grain average misorientation (GAM ).

6 47 日本金属学会誌(010) 第 74 巻 Fig. 10 Mapping data of grain averaged misorientation (a) grain orientation spread (GOS ) and (b) grain average misorientation (GAM ). 晶粒のサイズが相対的に小さくひずみの大きい領域が複数大きなものに対しては見られないの結晶粒にまたがっている領域に相当するつまり Fig. 8 Fig. 14 の相関式は Fig. 11 ( a )から得られた相関式と傾においてひずみが大きくかつ KAM が小さい左側の領域きも切片も大きく変化しているこれはデータのばらつきに相当しているすべり変形にともなう転位が結晶粒 c と d が変化したことにもよるが Fig. 15 に示した GOS の結晶の結晶粒界を通り抜けたため粒界における局所的な方位差粒サイズ依存性にも起因している GOS は結晶粒の全体的の蓄積が限定的であったと考えられるな結晶方位の変化を反映するパラメータで結晶粒サイズと 4.4 ともに増加する傾向がある結晶粒サイズ依存性方位差と平均ひずみの相関係数 R の結晶粒サイズ依存性 5. ひずみの定義を Fig. 13 に示す図では 450 個の結晶粒のデータを結晶粒サイズの順に 3 等分しそれぞれについて相関係数を求め本研究においては単位長さあたりの変形量をひずみと定た比較的大きい結晶粒で GOS とひずみの相関が大きくな義し方位差との対応を考察してきたこの定義は一般的にった以外は相関係数の変化が限定的であった Fig. 14 には巨視的な変形に対して用いられるものでここでは狭義 mm のひずみと呼ぶことにするそれに対し微視組織レベルで以上の結晶粒の GOS とひずみの関係を示す Fig. 11 ( a )とひずみの定義は必ずしも明確ではない Fig. 8 のモデル比較するとデータのばらつきが小さくなっていることが分かにおいて微視組織レベルでの変形を考えた場合狭義のひずるとくに Fig. 11(a)における結晶粒 c や d のようにひみが相対的に小さかった結晶粒界近傍の原子配列の乱れも微ずみが大きいにも係らず GOS が小さい結晶粒はサイズが視的には変形と考えることができるしたがって狭義のひず Fig. 13 で比較的良い相関を示した結晶粒サイズ 113

7 第 7 号微視的な塑性ひずみ分布と結晶方位差の関係 473 Fig. 11 Relationship between strain and misorientation averaged for each grain (R: correlation coefficient) (a) grain orientation spread (GOS) and (b) grain average misorientation (GAM). みのみでは, 微視組織レベルのひずみ ( 以後, 微視的ひずみ ) は代表できない. その結果, 狭義のひずみは, 微視的なひずみを代表する KAM や GAM と必ずしもよい相関を示さなかった. また,GOS と狭義のひずみの相関にもばらつきが存在していた. 粒界近傍の原子配列の乱れの程度を代表する微視的ひずみは, 転位密度と相関を有することになる. これまで KAM は転位密度と相関を有することが示されていることから 8), 微視的ひずみも KAM, または GAM と相関を有することが予想される. 一方, 微視組織レベルのひずみ分布は,Fig. 3 のように粒界近傍の局所のみでなく, 数個の結晶粒にまたがって比較的広範囲に, 不均一な分布を示した. このような, 長範囲なひずみ分布は Fig. 7 に示したような KAM や微視的ひずみでは代表できない. つまり, 微視組織レベルのひずみを考察する場合は, 巨視的な定義に基づくひずみと微視的ひずみの両方を考慮する必要がある. そして, 前者は GOS と, 後者は KAM または GAM と相関を有する. 6. 結言純銅に引張負荷にて塑性ひずみを与え,DIC を用いてその微視組織レベルの分布を測定した. そして, 同じ領域を EBSD 測定により結晶方位差を求め, ひずみ分布との相関 Fig. 1 Change in strain and misorientation along line ``OP'' (a) strain, (b) misorientation from point ``O'', and (c) misorientation from neighboring point. を調べた. その結果, 以下の結論を得ることができた. 微視組織レベルではひずみは不均一に分布しており, 局所的には平均の倍以上のひずみが発生していた. ひずみはおおよそ 100 mm 周期で変化しており, その変化は微視組織に依存する傾向を示した. 局所方位差 (KAM) の分布は大局的にはひずみ分布と相関を示すものの, 同一結晶粒内でも不均一に分布するなど, その様相はひずみ分布とは異なっていた. KAM を結晶粒毎に平均化した GAM より結晶粒の全

8 474 日本金属学会誌 (010) 第 74 巻体的な結晶方位の変化を反映した GOS の方が, 結晶粒毎に平均したひずみとの相関は大きかった. 結晶粒サイズにも依存し, ばらつきも大きいものの GOS が 1 の場合, その結晶粒での平均ひずみはおおよそ 4 に相当する. 微視組織レベルのひずみ ( 変形 ) を定量化する場合は, 巨視的な定義に基づくひずみと転位密度と相関のある微視的ひずみの両方を考慮する必要がある. そして, 前者は GOS で, 後者は KAM または GAM と相関を有する. 文献 Fig. 13 Change in correlation coefficient with grain size. Fig. 14 Relationship between strain and grain orientation spread (GOS) for large grain more than 113 mm (R: correlation coefficient). Fig. 15 Relationship between grain orientation spread (GOS) and grain size. 1) T. Shoji, G. Li, J. Kwon, S. Matsushima and Z. Lu: Proc. 11th Int. Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power System Water Reactors, (ANS, 003) pp ) M. Kamaya, T. Fukumura and N. Totsuka: Zairyo to Kankyo 5(003) ) C.G.Chipperfield:Int.J.Fract.1(1976) ) M. Kamaya: Trans. Jpn. Soc. Mech. Eng. A 76(010) ) M. Kamaya: Mater. Charact. 60(009) ) F. J. Humphreys: J. Mater. Sci. 36(001) ) K. Mino, C. Fukuoka and H. Yoshizawa: J. Japan Inst. Metals 64(001) ) K.Mino,R.Imamura,H.KoiwaiandC.Fukuoka:Adv.Eng. Mater. 3(001) ) E.M.Lehockey,Y.LinandO.E.Lepik,ed.byA.J.Schwartz, M. Kumar and B. L. Adams: Electron Backscatter Diffraction in Materials Science, (Kluwer Academic/Plenum Publishers, New York, 000) pp ) J. A. Sutliff: Microscopy and Microanalysis: Supp. (1999) ) T. M. Angeliu, P. L. Andresen, E. Hall, J. A. Sutliff and S. Sitzman: Proc. CORROSION/000, (NACE, 000), paper No ) L.N.Brewer,M.A.Othon,L.M.YoungandT.M.Angeliu: Microscopy and Microanalysis 1(006) ) M.Kamaya,A.J.WilkinsonandJ.M.Titchmarsh:Nuclear Engineering and Design 35(005) ) M.Kamaya,A.J.WilkinsonandJ.M.Titchmarsh:ActaMater. 54(006) ) Y. Rika and O. Yokomaku: Current Advances in Materials and Processes 18(005) ) K. Fujiyama, K. Mori, D. Kaneko, T. Matsunaga and H. Kimachi: Trans. Jpn. Soc. Mech. Eng. A 74(008) ) R.Takaku,D.SaitoandY.Yoshioka:J.Soc.Mater.Sci.,Japan 58(009) ) J. F. Nye: Acta Metall. 1(1953) ) A. J. Wilkinson, G. Meaden and D. J. Dingley: Ultramicroscopy 106(006) ) M. Kamaya, Y. Kawamura and T. Kitamura: Int. J. Solids Struct. 44(007) ) M. Kamaya: Fatigue Fract. Engng Mater. Struct. 33(009) ) I. Nishikawa: Journal of JSNDI 54(005) ) J. Quinta Da Fonseca, P. M. Mummery and P. J. Withers: J. Microscopy 18(005) ) H. Kimura, Y. Wang, Y. Akiniwa and K. Tanaka: Trans. Jpn. Soc. Mech. Eng. A 71(005) ) M. Kamaya: Trans. Jpn. Soc. Mech. Eng. A 74(008) ) L.N.Brewer,D.P.FieldandC.C.Merriman,edbyA.J. Schwartz,M.Kumar,B.L.AdamsandD.P.Field:Electron Backscatter Diffraction in Materials Science Second Edition, (Springer Science+Business Media, New York, 009) pp ) A. J. Wilkinson: Scr. Mater. 44(001) ) E. Demir, D. Raabe, N. Zaafarani and S. Zaefferer: Acta Mater. 57(009)

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Microsoft Word - 第1回講義資料.docx 1. 転位と塑性変形 1.1 転位身の周りに存在する金属 (metals) 及び合金 (alloys) は結晶である. 結晶の塑性変形 (Plastic deformation) を微視的観点から理解すると, ある特定の結晶学的な面に沿って特定の方向に原子が移動することであるこの面をすべり面 (slip plane), 方向をすべり方向 (slip direction) という. 通常, 金属の結晶内部には原子の並びが線上に乱れた領域が存在し,