بافت های دگرگونی

Deformation Textures

۵٫۱ Introduction

As a result of plastic deformation of a material, there is a change in shape of the constituent grains and the total grain boundary area increases substantially. The mechanism of deformation leads to continuous generation of dislocation, which aids to increase the grain boundary area. This leads to the appearance of internal structure within the grains. Further, the orientations of single crystals and of individual grains of a polycrystalline material change relative to the directions of the applied stresses. These rotations are non-random and generally result in preferred orientation or texture. Texture becomes stronger as the deformation proceeds. There are two stages in the deformation of materials: (1) deformation of individual single crystals constituting the material, which is guided by the crystallography of deformation, and (2) evolution of microstructure and texture which are the after effects of crystallography of deformation.
۵٫۲ Crystallography of Deformation
The two most important modes of deformation in metals and alloys are slip and twinning. Figure 5.1 shows the schematics of the two processes and the consequent evolution of microstructures. The deformed microstructure in polycrystalline materials is determined by precisely how the slip and twinning mechanisms operate. Both slip and twinning processes are crystallographic in nature. It is to be mentioned here that slip is the most dominant deformation mechanism in most of the materials and is responsible for the rotation of crystals. In addition, mechanical twinning is also a deformation mechanism that brings in abrupt changes in the orientation. As a result of slip, the external shape of the material changes by the translation of a complete block of crystal parallel to a crystallographic plane by a distance which is integral multiple
Chapter 5 Deformation Textures
S. Suwas and R. K. Ray, Crystallographic Texture of Materials, Engineering Materials and Processes, DOI: 10.1007/978-1-4471-6314-5_5, © Springer-Verlag London 2014
۹۶ ۵ Deformation Textures
of interatomic spacing. As a result, the crystal structure is conserved. In general, slip in a crystal occurs on the most densely packed planes and along the most densely packed directions. The important slip systems in the most important crystal structures, namely, the face-centered cubic (FCC), the body-centered cubic (BCC), and the hexagonal close packed (HCP) are shown in Fig. 5.2. The slip plane and the slip direction together define the slip system. During the slip process, the crystal lattice also rotates such that the active slip direction tends to align with the direction of the applied stress. Consequently, the orientation of the crystal changes during deformation. A schematic representation of crystal rotation arising from the slip process is depicted in Fig. 5.3.
Fig. 5.1 Schematics of a slip and b twin modes of deformation mechanism
Fig. 5.2 Important slip systems in a FCC, b BCC, and c HCP crystal structures
۹۷
In FCC metals, slip normally occurs on the {111} planes along the ۱۱۰ direction; therefore, the slip system here is {111}۱۱۰. At higher temperatures and particularly in metals with high values of stacking fault energy (γSFE), slip has often been observed to take place on {100}, {110}, {112}, and {122} planes also [1, 2]. At low temperatures, slip has been reported on {111}, {110}, and {122} planes. In low stacking fault energy α-brass (Cu–۳۰ % Zn), slip on certain nonoctahedral planes has been found to occur, especially at high levels of strain [3]. In BCC metals and alloys, slip usually takes places on any one of the planes {110}, {112}, or {123} along the most close-packed ۱۱۱ direction. Obviously, each of the above planes contains the ۱۱۱ direction. It is the temperature of deformation which essentially determines the choice of the operative slip system. For example, {112} slip occurs at temperatures below Tm/4; {110} slip is preferred at temperatures between Tm/4 and Tm/2, whereas {123} slip is known to occur at temperatures above Tm/2 (Tm = melting temperature in degrees Kelvin). BCC iron is known to slip on all the three above planes along the common ۱۱۱ direction, and this behavior is described by the term “pencil glide” [۴]. Pencil glide in a BCC unit cell is depicted in Fig. 5.4.
Fig. 5.3 Schematic of crystal rotation observed in a tension and b compression. In tension, slip direction rotates toward the loading axis, and in compression, slip plane normal rotates toward the loading axis
۵٫۲ Crystallography of Deformation
۹۸ ۵ Deformation Textures
In twinning, a crystallographic volume is transformed into an orientation with mirror symmetry relative to the parent material. Just as in case of slip, twinning also takes place on specific crystallographic planes along specific crystallographic directions. For example, in FCC metals and alloys, twinning takes place on {111} planes along ۱۱۲ directions. Thus, {111}۱۱۲ constitutes the twinning system in FCC materials. Twinning in FCC crystal structure is schematically depicted in Fig. 5.5. As a result of twinning, a characteristic discrete orientation change takes place. Such a change is completely different from orientation changes during slip, where the orientation change is gradual. During deformation, the actual planes and directions associated with slip and twinning are determined by locating the system which possesses the greatest resolved shear stress at the condition of loading. The deformation of HCP metals and alloys essentially involves slip, as with the cubic materials. Following the criterion of closest packed plane and direction for assigning the slip system, there are only three such possibilities in ideal HCP materials c a close to 1.632, namely slip on (0001) planes along ۱۱¯۲۰ directions. Since there are three such directions, the total number of slip systems
Fig. 5.4 Pencil glide in BCC metals. Two intersecting {110} slip planes have a common ۱۱۱ slip direction
Fig. 5.5 Schematic of a twinned and parent matrix separated by a twin boundary plane
۹۹
becomes three (out of which only two are independent). These slip systems are too few to accommodate the plastic strain. Under certain conditions, slip also occurs on lesser packed planes, namely the (10¯۱۰), (۱۱¯۲۰), and (11¯۲۳) planes (Fig. 5.6). In the absence of availability of adequate number of slip systems, twinning may become quite significant even at rather low strain levels. The crystallography of the slip and twinning systems in FCC, BCC, and HCP metals is depicted in Tables 5.1 and 5.2.
Fig. 5.6 Possible slip systems in HCP crystal structure
Table 5.1 Slip and twinning systems in cubic metals
Crystal structure Slip system Twinning system FCC {111}۱۱۰ {۱۱۱}۱۱۲ BCC {110}۱۱۱ {۱۱۲}۱۱۱ {۱۱۲}۱۱۱ {۱۲۳}۱۱۱
Table 5.2 Slip and twinning systems in HCP metals
Metal c/a Slip system Twinning system Predominant Seldom Ti, Zr 1.59 {10¯۱۰}۱۱¯۲۰ {۱۰¯۱۱}۱۱¯۲۰ {۱۰¯۱۲}۱۰¯۱۱ Mg 1.62 {0001}۱۱¯۲۰ {۱۰¯۱۲}۱۰¯۱۱ Co 1.62 {0001}۱۱¯۲۰ {۱۰¯۱۲}۱۰¯۱۱ Zn 1.88 {0001}۱۱¯۲۰ {۱۱¯۲۲}۱۱¯۲۳ {۱۰¯۱۲}۱۰¯۱۱ Cd 1.89 {10¯۱۲}۱۰¯۱۱
۵٫۲ Crystallography of Deformation
۱۰۰ ۵ Deformation Textures
It must be remembered that twinning is also an important mode of deformation in HCP materials. Twinning in these materials can be classified into two groups on the basis of critical c/a ratio of 1.732 [5]. Below or above this value, twins will form upon compression or tension, respectively. In FCC and BCC materials, the most significant material parameter which determines the choice of deformation mode is the stacking fault energy (SFE) of the material, γSFE. The origin of such an energy is a fault in the stacking sequence of the crystal structure. Figure 5.7a demonstrates the probable stacking faults in a FCC stacking sequence, while Fig. 5.7b shows the appearance of a stacking fault in the microstructure. Such a fault when introduced in the crystal structure gives rise to a stacking fault. Stacking faults are associated with certain width, which results from the repulsion between two partials of a dissociated dislocation. The width of stacking fault is determined by the balance between this repulsive force and the surface tension of the stacking fault. The energy of the stacking fault decides the equilibrium width of the faulted region. A higher stacking fault energy means narrow stacking fault width. In such a situation, the material deforms by dislocation slip. The materials with lower stacking fault energy have wider stacking faults. This renders cross-slip and climb of dislocations difficult. Therefore, SFE governs the ability of
Fig. 5.7 a Schematic of stacking faults along {111} crystal planes in FCC crystal structure. b Schematic of two Shockley partials forming a stacking fault. Shaded region denotes fault width. After [5]
۱۰۱
a dislocation to slip on an intersecting slip plane. In materials with lower SFE, the mobility of dislocations decreases. A detailed account on stacking faults and SFE is given in the textbook by Barret and Massalski [6]. Normally, metals having medium to high values of γSFE, such as copper, aluminum, and nickel, deform by slip. Austenitic stainless steel, silver, and alloys like 70/30 brass, which possess low values of γSFE, generally exhibit wide stacking faults due to dislocation dissociation, rendering cross-slip difficult. Twinning becomes the preferred mode of deformation in such materials. A twin can be considered as a very large stacking fault. Table 5.3 lists the stacking fault energies, γSFE, of a few metals and alloys. When a single crystal is subjected to plastic deformation, dislocations start gliding on the most favorably oriented slip system, resulting in the formation of
Table 5.3 Stacking fault energies of a few metals and alloys [7] Metal or alloy γSFE (mJ m−۲) Metal or alloy Metal or alloy
Zirconium 240 Gold Gold Aluminum 166 304 Stainless steel 304 Stainless steel Zinc 140 Silver Silver Nickel 128 70/30 brass 70/30 brass Magnesium 125 Cobalt (FCC) Cobalt (FCC) Copper 78 91Cu/9 Si alloy 91Cu/9 Si alloy
۵٫۲ Crystallography of Deformation
Fig. 5.8 a Optical microscopic observation of slip lines in pure Cu after a true strain of 0.22 [8]. b Intersecting slip lines after 17 % cold reduction in Cu–۳۰ % Zn [9]. c TEM micrograph of deformed structure after 10 % reduction in pure Al [10]. d Same area after annealing at 250 °C for 2 min. e Aligned twins and shear bands in Cu–۳۰ % Zn after 65 % reduction [9]
۱۰۲ ۵ Deformation Textures
slip lines or clusters of slip lines, called slip bands, as seen under an optical microscope, at low strain levels (Fig. 5.8a). With the progress of deformation, simultaneous slip on more than one slip system may occur, leading to the creation of intersecting slip lines and slip bands (Fig. 5.8b). The microstructure may become completely messy during the plastic deformation of a polycrystalline material where slip activity will be going on in a number of constituent crystals or grains simultaneously. The microstructure of a polycrystalline material deforming by slip typically consists of a large number of regions with relatively low dislocation density within and relatively high dislocation density at the boundary. Such threedimensional entities or structures have been termed the “cells.” The cells of heavily deformed materials have usually diffuse boundaries comprising tangled arrays of dislocations (Fig. 5.8c). Any relaxation process caused by annealing or otherwise may make the cell boundary sharper with a well-ordered dislocation array. Such a cell is described as a subgrain (Fig. 5.8d). Materials with low stacking fault energies may not develop a typical dislocation cell structure upon deformation. Instead, plenty of dislocations, arrays of stacking faults, and fine deformation twins will be produced in the microstructure (Fig. 5.8e).
۵٫۳ Deformation Microstructures
The deformed microstructure of a polycrystalline material can be quite complex, and this is directly related to the complexity of the deformation process itself. As mentioned above, slip and twinning are the two major modes of plastic deformation. The actual planes and directions which will be associated with slip or twinning will depend on which slip or twinning system experiences the greatest resolved shear stress at the loading condition. As such, these may be different from grain to grain in a polycrystalline material. Unlike the behavior of a singlecrystal specimen under load, which is usually free to change its shape, the individual grains of a polycrystal, subjected to plastic deformation, will experience constraints due to the neighboring grains, each deforming in a unique manner. As a result, the deformation processes may be quite different in the different parts of the same grain. At the same time, the different grains in the polycrystalline aggregate may undergo different types and amounts of rotation in a direct response to the imposed deformation. This is how microstructural inhomogeneities develop in a material during plastic deformation. These inhomogeneities arise independently of whether or not slip or twinning is the significant deformation mode. In the overall microstructure, these inhomogeneities are superimposed on the cellular and/or twinned structures produced by slip and/or twinning. Due to inhomogeneous deformation, some regions within a grain can develop certain distinct orientation which would be quite different from the orientation of the rest of the grain. Such an inhomogeneity is called a “deformation band.” Sometimes thin long plate-like features, smaller than the size of a deformation band, are found in the microstructure of a deformed material, and these have been
۱۰۳
termed “microbands.” These features form initially on the {111} planes and are confined to single grains [11]. The walls of microbands consist of aggregates of dislocations, as in cell walls; however, the dislocation density inside a microband is relatively high. It has been reported that the orientation within a microband is relatively constant and this is only slightly different from the orientations of the adjoining cell structure [12]. Sometimes clusters of long narrow microband-like
۵٫۳ Deformation Microstructures
Fig. 5.9 a Schematic of various dislocation and band structures observed during deformation [10]. b Deformation bands B in grain A in Al–۱ % Mg [10]. c Dislocation cell structure [10].
d Microbands in near-α۲ Ti3Al alloy rolled to 80 % [16]. e Optical micrograph of 65 % cold-rolled α-brass showing extensive shear bands (dark etched bands), taken on the longitudinal section [17]
۱۰۴ ۵ Deformation Textures
features are observed in the deformed microstructure, and these have a large and cumulative orientation difference (as high as 60°) across the banded structure. These are known as the “transition bands.” At high strain levels (at ε > 1.2, for medium to high γSFE copper, and at ε ~ ۰٫۸, for low γSFE 70/30 brass), a new microstructural inhomogeneity, called “shear bands,” appears [9]. These are narrow regions of intense shear, which in rolled materials occur at angles of ~35° to the rolling plane and parallel to the transverse direction (TD). Formation of shear bands is independent of the grain structure and also of normal crystallographic considerations. In metals deforming by slip, shear bands develop in colonies, in each of which only one set of parallel bands forms. The metallography of shear bands in materials with low γSFE is quite different from those which occur in high γSFE materials. The amount of shear associated with a shear band is 2–۴ on an average, with values as high as 6–۱۰ obtained sometimes. The schematic representation of these stages of microstructural evolution is shown in Fig. 5.9a. Micrographs showing all the above inhomogeneities are displayed in Fig. 5.9b–e.
۵٫۳٫۱ Crystallographic Dependence of Microstructural Features
Materials subjected to large plastic deformation are referred to as cold-worked materials. Microstructural evolution as a result of cold work depends on the crystallography of deformation, which is essentially dependent on the crystal structure. In the following subsections, the microstructural features of cold-worked FCC, BCC, and HCP metals and alloys are described.
۵٫۳٫۱٫۱ Cold-Worked FCC Metals and Alloys
Substantial amount of work has been carried out to understand the nature of coldworked microstructure in a number of FCC metals and alloys [13–۱۵]. It has been found that the dislocations introduced into these materials by plastic deformation are arranged in a cellular structure. The cell boundaries appear to consist of complex dislocation arrangements together with a large number of small dislocation loops. The misorientation across the cell walls was measured and found to be of the order of a degree. With increasing deformation, the dislocation density and the misorientations across the cell boundaries increased. The misorientations across cell boundaries in the heavily deformed specimens (cold rolled to 95 % reduction) have been found to be quite large, even up to ~10°. Due to the very high dislocation density (>1011) present at this stage, the individual dislocations are not easily resolved, and it is also very difficult to recognize the original grain boundaries. In aluminum, the cell interior remains relatively free of dislocations even for specimens cold worked as much as 90 %, although there exist interspersed regions
۱۰۵
of high dislocation density in which the cell structure is poorly developed [18]. Frequently, without external annealing, slip dislocations in heavily cold-rolled specimens are found to align themselves into distinct low-angle boundaries, and this is regarded as a manifestation of dynamic recovery (Fig 5.10). The microstructures of very highly deformed metal specimens taken from the rolling plane section are often rather ill-defined in the sense that the usual cell structure is not very apparent. It is therefore advisable to examine the microstructures from the longitudinal and/or the transverse cross sections of deformed metal strips instead of the more usual sheet plane section. Figure 5.11 shows the structure (as revealed in the cross sections of the strip) of an “as-rolled” specimen of electrolytic copper that has been rolled 95 %. It can be seen that the structure of the longitudinal and transverse cross sections of very highly deformed copper consists of very narrow and elongated cells throughout the entire thickness of the strip. These thin ribbon-like structural elements do not individually represent the initial grains, as the average thickness of the initial grains after rolling is several times greater than that of these elements. At smaller reductions, the cells are coarser and more irregular. There is apparently a reduction in cell thickness with increasing deformation, although a lower limit seems to be approached asymptotically at very heavy reductions.

 

 

 

بافت های دگرگونی
مقدمه۵.۱
در نتیجه ی تغییر شکل پلاستیک یک ماده, دگرگونی شکل ذره های تشکیل دهنده و کل محدوده و مرز ذرات به طور قابل توجهی افزایش مییابند.این مکانیزم دگرگونی شکل منجر به ادامه ی جابجایی میشود.که به افزایش منطقه ی مرزی ذرات کمک میکند.این مورد هم موجب ظاهر شدن ساختار درون ذرات میشود.علاوه بر این،جهت گیری هر کریستال و هر یک از ذرات ماده ی پلی کریستالی نسبت به جهت اعمال تنش ها و فشار ها تغییر میکند.
این چرخش هاغیر تصادفی بوده و در کل به نتیجه ی مطلوبی در جهت گیری یا بافت میرسد.
هر چه که دگرگونی شدت میابد و پیش میرود بافت هم قوی تر میشود. در تغییر :تغییر شکل تک به تک هر کریستال ماده که ۱شکل مواد دو مرحله وجود دارد: :تکامل ریزساختاری و بافت ها که بعد از ۲توسط کریستالوگرافی هدایت میشود. تاثیرات کریستالوگرافی دگرگونی است.

کریستالوگرافی دگرگونی ۵.۲
دو حالت مهم تغییر شکل و دگرگونی در فلزات و آلیاژها، لغزش و دوقلویی است.
۲
نشان دهنده ی این دو فرایند و تکامل ریزساختارها است.ریزساختار ۵٫۱شکل دگرگون شده در مواد پلی کریستالی،توسط نحوه ی مکانیزم لغزش و دوقلویی تعیین میشود.هر دو فرایند لغزش و دوقلویی به صورت کریستالوگرافی در طبیعت هستند. باید اشاره کرد که لغزش، غالب ترین مکانیزم دگرگونی در اکثر مواد است و مسئولیت چرخش بلورهارا بر عهده دارد.علاوه بر این ،دوقلویی مکانیکی یک مکانیزم دگرگونی است که تغییرات ناگهانی در جهت گیری را ایجاد میکند.به عنوان یک نتیجه از لغزش،شکل خارجی با بیرونی مواد توسط حرکت انتقالی یک بلوک کامل کریستال موازی با صفحه ی کریستالوگرافی با فاصله ای که چندین برابر فاصله بین محدوده ی اتمی دارد،تغییر میکند.در نتیجه ساختار بلوری حفظ میشود.به طور کلی لغزش در کریستال در صفحات بسته و در امتداد جهات اتفاق می افتد.مهم ترین سیستم های لغزش در مهم ترین ساختارهای بلوری یعنی شکل بسته ی شش HCPمکعب متمرکز بدن،BCC مکعب متمرکز چهره، FCC نشان داده شده است.۵٫۲ضلعی در شکل
صفحه ی لغزش و جهت لغزش باهم ،سیستم لغزش را تعریف میکنند.در طول فرایند لغزش ،شبکه ی کریستال نیز میچرخد، به طوری که جهت لغزش فعال، متمایل به جهت فشار اعمال شده است.در نتیجه، جهت گیری و چرخش کریستال در طول فرایند دگرگونی تغییر میکند.یک شکل اساسی از چرخش و جهت گیری نشان داده شده است. ۵٫۳ کریستال ، ناشی از فرایند لغزش در شکل
۳
) در مکانیزم دگرگونی b() و حالت دوقلویی a(:طرح بندی فرایند لغزش ۵٫۱شکل

در HCP(c) و BCC(b) و FCC(a),:سیستم های لغزش مهم در ۵٫۲شکل ساختارهای کریستال.
لغات موجود در شکل:
۴
parent صفحه ی دوقلو _ twin plane شبکه ی دوقلو _ Twinned lattice جهت slip direction صفحه ی لغزش _ slip plane شبکه ی اصلی_ lattice پایه basal لغزش _

:۵٫۳شکل
مقیاس چرخش کریستال در کشش و فشار(a)
فشرده سازی ، فشار و تنش.(b)

۵
در تنش (فشار) جهت لغزش به سمت محور بارگذاری است و در فشار صفحه ی لغزش به سوی محور بارگذاری میچرخد.
} در طول جهت ۱۱۱{به طور معمول لغزش در صفحه ی FCC در فلزات } است. ۱۱۱{»۱۱۰« اتفاق می افتد. بنابراین، سیستم لغزش در اینجا ۱۱۰
در دماهای بالاتر و در فلزاتی که انرژی خطای انباشته ی بالایی دارند، لغزش } دیده میشود و در دماهای پایین لغزش ۱۱۲} و {۱۱۰} و {۱۰۰{روی صفحات } گزارش شده است.در تقسیم انرژی ۱۲۲} و {۱۱۰} و {۱۱۱روی صفحات { Cu برنج (αخطای انباشته ی کم -) لغزش در برخی از صفحات غیر ۳۰%Zn هشت ضلعی رخ داده شده است، به ویژه در سطوح بالاتر فشار.
، لغزش معمولا روی هر یک از صفحات BCC در فلزات و آلیاژهای
. اتفاق میفتد ۱۱۱} در طول جهت بسته ی ۱۲۳} و {۱۱۲{} و ۱۱۰}
هستند.این در جهت ۱۱۱ به طور مشخص، هر یک از این صفحات شامل جهت حرارت دگرگونی ای است که اساسا انتخاب سیستم لغزش عملیاتی را تعیین میکند.
. اتفاق میفتد Tm/4 } در دماهای زیر ۱۱۲برای مثال , لغزش {
اتفاق میفتد.در حالیکه Tm/4 تا Tm/2 } در دماهای بین ۱۱۰لغزش های { .اتفاق میفتدTm/2 } در دماهای بالای ۱۲۳لغزش های {
یعنی دمای ذوب در مقیاس کلوین.Tm
} اتفاق میفتد. و ۱۱۱در تمام سه صفحه ی بالا در طول جهت {BCC لغزش آهن این رفتار با شیب مداد توصیف میشود.
۶
نشان داده شده است. ۵٫۴در شکل BCC شیب مداد در سلول واحد

}۱۱۰{ . دو صفحه ی لغزش متقاطع BCC :شیب مداد در فلزات ۵٫۴شکل معمول . ۱۱۱دارای جهت لغزش
در دوقلویی، یک حجم کریستالوگرافی به یک جهت گیری با تقارن آیینه ای مربوط به ماده ی اصلی ، تبدیل میشود.
مثل لغزش، دو قلویی نیز روی صفحات کریستالوگرافی خاص در امتداد جهت و FCC گیری های کریستالوگرافی خاص قرار میگیرد.برای مثال ، در فلزات قرار میگیرد. »۱۱۲« } در امتداد جهت ۱۱۱آلیاژها ، دوقلویی روی صفحات { تشکیل میدهد.دوقلویی FCC } سیستم دوقلویی را در مواد ۱۱۱{»۱۱۲«بنابراین نشان داده شده است. ۵٫۵در شکل FCC در ساختارهای کریستالی
: نمایش یک ماتریکس دوقلو و اصلی توسط محدوده ی صفحه ی دو ۵٫۵شکل قلو
۷
به عنوان نتیجه ای از دوقلویی ، تغییر جهت گیری گسسته ی مشخص، ایجاد میشود
این تغییر کاملا متفاوت با تغییرات جهت گیری در طول لغزش است. یعنی جایی که تغییرات جهت گیری به طور تدریجی است.
در طول دگرگونی ، صفحات مشخص و جهت گیری ها ی مربوط به لغزش و دوقلویی توسط مکان یابی سیستم تعیین میشود.که بزرگترین تنش را در شرایط بارگذاری ایجاد میکند.
و آلیاژها شامل لغزش است. مثل مواد مکعبی. HCP دگرگونی فلزات
به دنبال معیار نزدیک ترین صفحه ی بسته و جهت گیری برای اختصاص دادن ایده ال وجود دارد.HCP سیستم لغزش ، تنها سه مورد در مواد
) در امتداد جهت ۰۰۰۱()مثل لغزش روی صفحات ۱٫۶۳۲نزدیک به c/a) «۱۱ ۲۰.»
است. که تنها ۳چون فقط سه جهت این چنینی داریم ، جمع کل سیستم لغزش برابر دو مورد مستقل هستند.
۸
HCP.: سیستم های لغزش ممکن در ساختار کریستالی ۵٫۶ شکل
لغات موجود در شکل :
prismatic پایه_ Basal pyramidal منشوری _ هرمی
: سیستم لغزش و دوقلویی در فلزات مکعبی ۵٫۱جدول
ساختار crystal structure سیستم لغزش_Slip system سیستم دوقلوییtwinning system کریستال_
۹
HCP:سیستم لغزش و دوقلویی در فلزات ۵٫۲جدول
ندرتاseldom_غالبpredominantفلز_Metal
این سیستم لغزش ها برای انطباق با فشار پلاستیک کم هستند.تحت شرایط خاصی ،لغزش همچنین روی صفحات بسته ی کوچکتر اتفاق میفتد.مثل صفحات در بالا ببینید. ۵.۶). در شکل ۱۱۲۳()و ۱۰۱۰)و (۱۱۲۰(
در نبود دسترسی به تعداد سیستم لغزش کافی،دوقلویی ممکن است حتی در فشار کم قابل توجه باشد.
و ۵٫۱در جدول FCC,BCC,HCP کریستالوگرافی سیستم لغزش در فلزات در بالا نشان داده شده است. ۵٫۲
:۵٫۷شکل
} کریستال در ۱۱۱ ) طرح ناپیوسته ی خطای انباشته در طول صفحات { a( FCC.ساختار کریستالی
۱۰
) : طرح دوقسمتی خطای انباشته. منطقه ی سایه دار عرض خطا را b( مشخص میکند.
لغات موجود در شکل :
خطای انباشته ی درونیIntristic stacking fault
خطای انباشته ی بیرونیExtrinsic stacking fault
انقباض برای جابجایی Constriction to perfect screw dislocation پیچ کامل

۱۱
باید به این موضوع اشاره شود که دوقلویی مهمترین حالت دگرگونی در مواد c/a:1. است. دوقلویی در این مواد بر اساس نسبت بحرانی HCP تقسیم ۷۳ بندی میشود.پایین تر یا بالاتر از این مقدار دوقلوها به شکل فشرده و تنشی مهمترین پارامتر مواد که FCC و BCC ایجاد میشوند.به این ترتیب در مواد حالت دگرگونی را مشخص میکند ، انرژی خطای انباشته ی ماده است.
a5.7 منشأ چنین انرژی ای ،خطای انباشته در ساختار کریستال است.شکل
را نشان میدهد.در حالیکه FCC خطای انباشته ی ممکن در مرحله ی خطای b 5.7شکل ظاهر خطای انباشته در میکروساختاررا نشان میدهد.
چنین خطایی زمانی که در ساختار کریستالی معرفی میشود، موجب افزایش انباشتگی میشود.
خطاهای انباشته با عرضی مشخص همراه هستند که نتیجه ی آن دافعه بین دو بخش متقابل جابجایی است. عرض خطای انباشته توسط تعادل بین این نیروی دافعه و فشار سطح خطای انباشته تعیین میشود.انرژی خطای انباشته پایداری عرضی منطقه ی خطا را مشخص میکند. انرژی خطای بیشتر، به معنی باریک بودن عرض خطای انباشته است.در این موقعیت، ماده توسط لغزش جابجایی تغییر شکل میدهد.مواد با انرژی خطای انباشته ی کم ،عرض خطای انباشته ی پهن تری دارند.این نشان میدهد لغزش متقاطع بوده و صعود از جابجایی ها توانایی جابجایی را بر روی صفحه ی لغزش SFE مشکل است.بنابراین ، کمتری دارند،تحرک جابجایی ها SFE متقاطع کنترل میکند.در موادی که و Barret در کتابی از SFE کاهش میابد.گزارش دقیقی از خطای انباشته و آورده شده است.Massalski
۱۲
متوسط رو به بالایی دارند مثل مس،الومینیوم ySFE معمولا،فلزاتی که مقادیر و نیکل، توسط لغزش تغییر شکل میدهند.فولاد ضد زنگ استنیتی ، نقره و کمی دارند، در کل خطای انباشته ySFE برنج که مقادیر ۳۰/۷۰الیاژهایی مثل ی پهن تری را بخاطر گسستگی جابجایی نشان میدهند که لغزش متقابل را دشوار میکند.
دوقلویی ، حالت ترجیحی دگرگونی در این مواد است.
یک دوقلو میتواند به عنوان یک خطای انباشته ی بزرگ تلقی شود.
برخی فلزات و آلیاژها را به ySFE انرژی های خطای انباشته و ۵٫۳جدول صورت لیست نشان میدهد.
: انرژی های خطای انباشته ی برخی فلزات و آلیاژها۵٫۳جدول
لغات موجود در شکل :
stainless انرژی خطای انباشته_ySFEالیاژ_alloyفلز_Metal فولاد ضد زنگsteel
۱۳
، هنگامی که یک کریستال منفرد تخت تغییر شکل پلاستیک قرار میگیرد جابجایی ها شروع به لغزش روی مطلوبترین جهت گیری سیستم لغزش میکنند.در نتیجه به شکل خطوط لغزش و یا خطوط لغزش گروهی در میآیند.
که به آنها باندهای لغزش یا نوارهای لغزش میگویند، همانطور که زیر یک a5.8میکروسکوپ نوری در سطوح کم فشار میتوان دید.شکل
:۵٫۸شکل
a) خالص بعد از فشار Cu مشاهدات میکروسکوپی خطوط لغزش در ۰٫۲۲ b) % کاهش سردی در ۱۷ خطوط لغزش متقاطع بعد از Cu_30%Zn c) از ساختار دگرگون شده ی آلومینیوم خالص بعد از TEM طرح کاهش۱۰% d) سانتیگراد به ۲۵۰ همان منطقه بعد از حرارت دادن در درجه ی مدت دو دقیقه e) %65بعد از Cu_30%Zn دوقلوها و نوارهای شکاف در کاهش .
۱۴
با پیشرفت دگرگونی ، لغزش ممکن است همزمان بر روی بیش از یک سیستم لغزش رخ دهد. که منجر به تشکیل خطوط لغزش متقابل و باندهای لغزش b5.8میشود.شکل
ریزساختار ممکن است در طول دگرگونی پلاستیکی مواد پلی کریستالی ، جایی که لغزش در تعدادی از کریستال ها و یا ذرات تشکیل دهنده به طور همزمان ادامه میابد ، کاملا کثیف و به هم ریخته شود.
ریزساختار مواد پلی کریستالی که توسط لغزش دگرگون شده اند,معمولا تعدادی زیادی از مناطق با تراکم جابجایی کم در درون خود و یا تراکم جابجایی بالا در محدوده ی خود را شامل میشود.
چنین ساختارهای سه گانه ای سلول نامیده میشوند.
سلول های موادی که به شدت دگرگون شده اند، معمولا محدوده های حاوی ارایه c5.8 های جابجایی پیچیده و درهم را منتشر میسازند.شکل
هر فرایند سست سازی (آزاد شدن تدریجی فشار و تنش اعمال شده)توسط حرارت دادن یا به شکلی دیگر، ممکن است محدوده ی سلول را با ارایه های جابجایی مرتب، دقیق تر و تیزتر کند
d5.8 این سلول به عنوان زیرگروه(ذره ی فرعی) توصیف میشود.شکل
موادی که انرژی خطای انباشته ی کمی دارند ممکن است جابجایی ساختار سلولی معمولی را در دگرگونی ایجاد نکنند.به جای ان، برخی از جابجایی ها ، ارایه هایی از خطاهای انباشته و دوقلوهایی که خوب دگرگون یافته اند، در ریزساختار e5.8 ها ایجادخواهند شد.شکل
۱۵
ریزساختار های دگرگونی ۵٫۳

ریزساختار های دگرگون شده ی مواد پلی کریستال میتوانند خیلی پیچیده باشند و این مستقیما مربوط به پیچیدگی خود فرایند دگرگونی است. همانطور که در بالا اشاره شده ، لغزش و دوقلویی دو حالت رایج دگرگونی پلاستیک هستند.
صفحات واقعی و جهت گیری هایی که با لغزش و دوقلویی همراه شوند، بستگی به آن دارند که کدام یک از سیستم لغزش و یا دوقلویی بزرگترین نوار شکاف را در شرایط بارگذاری داشته اند.
به این ترتیب ، این ها ، در هر ذره از مواد پلی کریستالی ممکن است متفاوت باشند. بر خلاف رفتار نمونه ی کریستال منفرد تحت بارگذاری , که کاملا در تغییر شکل خودش ازاد است ، تک به تک ذره های پلی کریستال، تخت دگرگونی پلاستیکی ، محدودیت های را بخاطر ذرات اطراف خواهند داشت.
و هر ذره تغییر شکل منحصر بفردی را از خود نشان میدهد.
در نتیجه، فرایند دگرگونی ممکن است در هر قسمت از یک ذره ی یکسان متفاوت باشد. در عین حال، ممکن به ذرات مختلف در ماده ی پلی کریستالی، انواع مختلف و مقادیر مختلف چرخش، در پاسخ مستقیم به دگرگونی تحمیل شود.
این موضوع، چگونگی توزیع ناهماهنگ ساختاری در طول دگرگونی پلاستیک را نشان میدهد.
این ناهمگنی ها به طور مستقل، بدون توجه به اینکه حالت دگرگونی لغزش است یا دوقلویی ، بوجود می آیند.
۱۶
در ریزساختار کلی ، این ناهمگنی ها روی ساختارهای سلولی و یا دوقلویی که توسط لغزش و یا دوقلویی ایجاد میشوند ، قرار میگیرند.
بخاطر این دگرگونی ، برخی مناطق درون ذرات میتوانند جهت گیری مجزای مشخصی را ایجاد کنند که کاملا متفاوت از جهت گیری دیگر ذرات است.چنین ناهمگنی ای باند دگرگونی نامیده میشود.
گاهی اوقات، ترکیب های صفحه ای طولانی که کوچک تر از سایز باند دگرگونی باشند، در ریز ساختار ماده ی تغییر شکل یافته پیدا میشوند. و به آنها میکروباند میگویند.
} تشکیل میشوند و محدود به ذرات منفردی ۱۱۱این ترکیبات ابتدا روی صفحات { هستند.
دیواره های میکرو باندها شامل دسته هایی از جابجایی ها هستند، مثل دیواره های سلول.
اگرچه تراکم جابجایی در داخل میکروباند نسبتا بالا است.گزارش شده که جهت گیری داخل یک میکروباند نسبتا ثابت است و این تنها کمی متفاوت از جهت گیری ساختار سلول مجاور است.
:۵٫۹شکل
a) طرح تعدادی از جابجایی ها و ساختارهای باند که در طول دگرگونی مشاهده میشود. b) Al_1%Mgدر A در ذره ی B باندهای دگرگونی c) جابجایی ساختار سلولی
۱۷
d) % نورد شده.۸۰ ،الیاژ ۲ میکروباندهای مجاور الفا e) % نورد سرد الفا_برنج که نشان دهنده ی نوار های ۶۵ میکروسکوپ نوری شکاف گسترده است.(ناحیه ی تیره)که از بخش طولی گرفته شده است.

گاهی اوقات دسته های از ترکیبات شبه میکروباندی باریک و دراز، در ریز ساختار دگرگون یافته،مشاهده میشوند.
درجه ۶۰و این ها دارای تفاوت جهت گیری انباشته ی(تجمعی) بزرگی تا در سراسر ساختارهای باندی هستند.به این ها باندهای انتقالی میگویند.
۱۸
ε در سطوح بالای فشار، در γ برای >1.2 متوسط رو به بالای مس SFE γ برای ε~۰٫۸و برنج۳۰/۷۰ کم SFE ناهمگنی ریزساختاری جدیدی، به نام نوارهای شکاف ظاهر میشوند.
این ها مناطق باریک نوارهای در تنش و متمرکز هستند که در مورد مواد در رخ میدهند. TD درجه در صفحه ی نورد و موازی با جهت ۳۵زاویه های تقریبا
شکل گیری نوارهای شکاف ، مستقل از ساختار ذره و همچنین ملاحظات کریستالوگرافی است.
در فلزاتی که توسط لغزش دگرگون میشوند ، نوارهای شکاف در کولونی ها که در هرکدام فقط یک مجموعه از نوارهای موازی وجود دارد ایجاد میشوند.
γ مطالعه ی ساختمان(متالوگرافی) نوارهای شکاف در مواد با کم کاملا SFE γ متفاوت از آنهایی است که در مواد با بالا رخ میدهد. مقدار شکاف مربوط SFE به دست می ۱۰_۶ است. و گاهی با مقادیر ۴_۲ به شکاف باند به طور میانگین اید.
a 5.9 طرح شماتیکی این مراحل تکامل میکرو ساختارها در شکل نشان داده شده است.
نشان میدهند.b,e5.9میکروگراف ها تمام این ناهمگنی های فوق را در شکل وابستگی کریستالوگرافی ترکیبات میکروساختاری: ۵٫۳٫۱
موادی که در معرض دگرگونی پلاستیکی بزرگی هستند، به عنوان موادی که سرد کار میکنند میباشند. تکامل میکرو ساختاری ، نتیجه ی سرد کار کردن، وابسته به
۱۹
و FCC ساختار کریستال است. در بخش های زیر، ویژگی های ریز ساختاری و آلیاژهای سرد کار توصیف شده است. HCP و فلزات BCC

سردکار:FCC آلیاژها و فلزات ۵٫۳٫۱٫۱
مقدار قابل توجهی از کار برای فهمیدن طبیعت ریزساختار سردکار در تعدادی از انجام شده است.FCC فلزات

به این موضوع پی برده شد که جابجایی هایی که در این مواد توسط تغییر شکل پلاستیک نشان داده شده است، در ساختار سلولی مرتب شده اند.
محدوده های سلول، به نظر شامل آرایش های جابجایی پیچیده با تعداد زیادی از حلقه های جابجایی کوچک در کنار هم بودند. ناهمگنی ها در جهت گیری در سراسر دیواره های سلول اندازه گیری شده و مشخص میشود که مرتبه درجه است.
با افزایش دگرگونی ، تراکم جابجایی و ناهمگنی ها در مرزهای سلولی افزایش یافته است.ناهمگنی ها در سراسر مرزهای سلولی در نمونه هایی که به شدت %). حتی تا حدود ۹۵تغییر شکل داده اند، بسیار بزرگ است (نورد سرد تا کاهش ۱۰.
) که در این مرحله وجود دارد ۱۰۱۱با توجه به تراکم جابجایی بسیار زیاد ( ،جابجایی به راحتی حل نمیشود.و همچنین تشخیص مرزهای اصلی ذرات تکی دشوار است.
۲۰
در آلومینیوم درون سلول نسبتا آزاد از جابجایی است. حتی برای نمونه های سرد . %۹۰ کار به اندازه ی
اگرچه مناطق درهم آمیخته با تراکم جابجایی بالا در قسمت هایی از ساختار سلول که به طور ضعیف تولید شده اند، وجود دارد.
اغلب ، بدون گرم و سرد کردن خارجی ، جابجایی های لغزش در نمونه هایی که به شدت نورد سرد شده اند، خود را به محدوده هایی با زاویه ی کم و مجزا تقسیم میکنند. و این به عنوان نمایان ساختن ریکاوری دینامیکی شناخته میشود.شکل ۵٫۱۰
میکروساختارهای نمونه های فلزی که به شدت دگرگون شده اند، و از بخش های صفحه ی نورد گرفته شده اند , گاهی اوقات, بد تعریف شده اند. به این معنی که ساختار سلول در آنها زیاد آشکار نیست.
بنابراین توصیه میشود که میکروساختارها از بخش های طولی و یا عرضی بخش هایی از نوار دگرگون یافته ی فلز،به جای معمول ترین بخش صفحه ی ساختار یک نمونه ی نورد از مس الکترولیتی که ۵٫۱۱ورق بررسی شوند.شکل نورد شده است را نشان میدهد.(همانطور که در بخش های متقاطع نوار ۹۵% نشان داده شده است)
دیده میشود که ساختار طولی و عرضی بخش هایی از مس که به شدت دگرگون شده اند شامل سلول های بسیار باریک و انعطاف پذیر در سراسر کل ضخامت نوار هستند.این عناصر ساختاری که شبیه نوار نازکی هستند ذرات اولیه را به صورت جداگانه و تک به تک نشان نمیدهند. زیرا ضخامت متوسط ذره ی اولیه ، پس از نورد، چندین برابر بیشتر از این عناصر است.در مقادیر کوچکتر ، سلول ها سنگین تر و نامنظم تر و بی قاعده تر هستند.ظاهرا ضخامت سلول ها با
۲۱
افزایش دگرگونی کاهش میابد، اگرچه به نظر میرسد که حد پایینتر ، تقریبا به طور متناوب ، در کاهش های شدیدتر، به مقیاس نزدیک میشود.
% نورد سرد شده ، نشاندهنده ۹۰از آلومینیوم TEM :میکروگراف ۵٫۱۰شکل ی ذره های فرعی در امتداد جهت نورد.
% نورد سرد شده که از بخش عرضی ۹۵مس TEM میکروگراف ۵٫۱۱شکل گرفته شده است.

 

http://irantranslaters.com

0 پاسخ ها

دیدگاه خود را ثبت کنید

آیا می خواهید به بحث بپیوندید؟
در صورت تمایل از راهنمایی رایگان ما استفاده کنید!!

دیدگاهتان را بنویسید

نشانی ایمیل شما منتشر نخواهد شد. بخش‌های موردنیاز علامت‌گذاری شده‌اند *