Superplasticidad a baja temperatura y estabilidad térmica de un bajo nanoestructurado

Scientific Reports volumen 5, Número de artículo: 18656 (2016) Citar este artículo

3773 Accesos

9 citas

Detalles de métricas

Describimos aquí por primera vez la superplasticidad a baja temperatura del acero bajo en carbono nanoestructurado (microaleado con V, N, Mn, Al, Si y Ni). Se procesó acero a granel con bajo contenido de carbono nanogranulado/ultrafino (GN/UFG) mediante una combinación de laminación en frío y recocido de martensita. La microestructura compleja de la ferrita NG/UFG y la cementita de 50–80 nm exhibió una alta estabilidad térmica a 500 °C con un alargamiento a baja temperatura superior al 100 % (a menos del 0,5 del punto de fusión absoluto) en comparación con el grano fino convencional (FG ) contrapartida. La superplasticidad a baja temperatura es adecuada para formar componentes complejos. Además, la baja resistencia durante el procesamiento en caliente es favorable para disminuir la recuperación elástica y minimizar la pérdida de troquel.

La superplasticidad se caracteriza como la capacidad del material para soportar una gran deformación plástica antes de fallar1,2,3, lo cual está bien documentado para las aleaciones de titanio4,5,6. Entre los diversos mecanismos de fortalecimiento de los metales, el refinamiento del grano se considera el método apropiado y conveniente para mejorar simultáneamente la resistencia y la tenacidad7,8,9,10,11. Los aceros inoxidables nanoestructurados procesados a través de una combinación de deformación en frío severa (> 65 %) seguida de recocido de reversión de fase exhibieron una combinación superior de resistencia y ductilidad, incluida una alta relación resistencia/peso, resistencia al desgaste y también una actividad celular favorable. En este enfoque, la deformación severa de la austenita metaestable a temperatura ambiente conduce a la transformación inducida por deformación de la austenita en martensita. En el recocido, esta martensita inducida por deformación severamente deformada vuelve a austenita ya sea a través de un mecanismo de reversión de difusión o cizallamiento martensítico12,13,14. Por lo tanto, existe un gran potencial para usar aceros inoxidables nanoestructurados en lugar de la contraparte convencional de grano grueso. Sin embargo, en la mayoría de los sistemas de aleación nanoestructurada, la ductilidad es limitada debido a la falta de capacidad de endurecimiento por deformación3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,13,14,15,16. Por tanto, la mejora de la plasticidad sigue siendo objeto de interés. También se ha prestado atención a la superplasticidad a alta temperatura para formar componentes de formas complejas y piezas curvas a través de la ingeniería de límite de grano2,17. En los materiales de grano ultrafino (UFG), el deslizamiento de los límites de grano se considera el mecanismo más importante de superplasticidad. Se prefiere el tamaño de grano fino porque el número de límites de grano involucrados en el deslizamiento es alto y la distancia de acomodación por difusión y/o deslizamiento es pequeña18. Exploramos aquí la superplasticidad en acero a granel microaleado con bajo contenido de carbono nanograneado/ultrafino (GN/UFG) a temperatura elevada, pero significativamente por debajo del punto de fusión (Tm) de 0,5.

No hay duda de que el campo de aplicación de la formación superplástica se generalizará aún más si las temperaturas de deformación pueden reducirse debido a un menor consumo de energía y una reducción significativa en la oxidación de la superficie. La superplasticidad del níquel nanocristalino se observó a 470 °C, lo que corresponde a 0,36 Tm1. La aleación de magnesio AZ91 de grano fino exhibió un comportamiento superplástico en el rango de baja temperatura de 150 a 250 °C (0,46 a 0,57 Tm)19. Se observó que los aceros de grano fino (FG) con alto contenido de carbono (que contienen 1–2 % C en peso %) exhiben superplasticidad a 0,5–0,65 Tm y una velocidad de deformación de ~10−4–10−3 s20,21. Sin embargo, es importante que el acero de formación posea una alta estabilidad térmica para retener la microestructura fina y proporcionar propiedades mecánicas sobresalientes en el producto final21. Los estudios sobre superplasticidad en aceros a temperaturas inferiores a 0,5 Tm, especialmente en aceros de bajo contenido en carbono de uso común, no se han explorado hasta donde sabemos.

Las micrografías de microscopía electrónica de barrido (SEM) de los aceros experimentales sujetos a recalentamiento a 900 ° C seguido de enfriamiento rápido con agua se presentan en la Fig. 1a. Durante el recalentamiento de la microestructura martensítica templada con agua, la austenita fina se nuclea en los límites de grano de austenita anteriores y en el listón de martensita. Después del segundo paso de enfriamiento, la microestructura constaba de finas placas de martensita con un ancho de ~300–500 nm. El tamaño de grano de austenita anterior era de 3 a 6 μm y se formaron precipitados de VN de 20 a 30 nm durante el mantenimiento a 900 ° C, que se distribuyeron dentro de los granos de austenita anteriores y las placas de martensita (Fig. 1b). La adición de N a los aceros microaleados en V disminuyó el período de incubación para la precipitación de carbonitruro de V y aumentó la fracción de volumen debido a un mayor producto de solubilidad de V y N. De acuerdo con el producto de solubilidad de VN en austenita (ecuación 1)22, la la temperatura de disolución completa de VN en el acero experimental es de 1102 °C. El efecto de fijación de VN disminuyó la tasa de engrosamiento de los granos de austenita anteriores. Después del laminado en frío a 1,6 mm, las placas de martensita no uniformes se obtuvieron con un ancho de 100-150 nm y 150-250 nm (Fig. 1c), mientras que en la placa laminada en frío de 0,9 mm de espesor, las placas de martensita con ancho de 100–150 nm paralelos a la dirección de laminación (Fig. 1d). Por lo tanto, se estudió la superplasticidad en una placa laminada en frío de 0,9 mm de espesor debido a la microestructura original fina y homogénea.

Micrografías SEM de aceros experimentales sometidos a enfriamiento por agua y laminación en frío.

(a) recalentamiento a 900 °C, seguido de temple en agua (b) acero templado en agua con gran aumento que presenta carbonitruro V en los límites de grano de austenita anteriores (c) laminación en frío del acero templado en agua con un espesor de 1,6 mm y (d) laminación en frío del acero templado al agua con un espesor de 0,9 mm. El tamaño de grano de austenita anterior era de 3 a 6 μm y el ancho de las placas de martensita se refinó a 100 a 150 nm en el laminado en frío a un espesor de 0,9 mm.

Cuando una placa laminada en frío de 0,9 mm de espesor se recoció a 550 °C durante 5 min, se produjo la recristalización y la microestructura consistió en UFG (100–300 nm) y pocos granos de ferrita NG (<100 nm) y precipitados de 50–80 nm distribuidos a lo largo de los límites de grano. Esta microestructura se denomina acero GN/UFG (Fig. 2a). Al recocer a 650 ° C durante 5 min, la mayoría de la ferrita se redujo a 1–3 μm y se observaron pocos granos de ferrita de tamaño submicrónico (Fig. 2b). Este acero FG se utilizó como acero de referencia para estudiar el acero GN/UFG.

Micrografías SEM de acero experimental laminado en frío sometido a recocido para obtener microestructura NG/UFG y FG.

(a) 550 °C durante 5 min y (b) 650 °C durante 5 min. El acero NG/UFG se obtuvo mediante recocido a 550 °C y se caracterizó por una combinación de ferrita NG/UFG y precipitados finos de 50–80 nm, mientras que el acero FG con granos de ferrita poligonal de 1–3 μm se obtuvo mediante recocido a 650 ºC

Se estudió el efecto del tiempo de mantenimiento isotérmico a 500 °C sobre la estabilidad térmica del acero NG/UFG porque esta es la temperatura a la que se realizaron las pruebas de tracción después del recocido. Durante una duración de 5 a 30 min, la ferrita NG/UFG se mantuvo estable y la morfología de unos pocos granos se alteró de forma alargada a equiaxial demostrando una mayor recristalización (Fig. 3a-c). Se nuclearon dos tipos de precipitados, cementita de 50 a 80 nm distribuida a lo largo de los límites de grano de ferrita y precipitados de 10 a 20 nm V (C, N) (Fig. 3d-f). En base a la fracción volumétrica de segundas fases calculada por Thermocalc, la temperatura de precipitación de la cementita fue de 663 °C y su fracción volumétrica en equilibrio a 550 °C fue de 1,4%. Por lo tanto, la cementita se disolvió completamente durante el mantenimiento isotérmico a 900 °C y se precipitó durante el recocido. La temperatura de precipitación de V(C,N) fue de 1115 °C (coherente con 1102 °C calculados por el producto de solubilidad de VN en austenita) y su fracción volumétrica en equilibrio a 550 °C fue de 0,17 % (Fig. 4). Se propone que la adición de una pequeña cantidad de V fue eficaz para mejorar la estabilidad microestructural del acero con bajo contenido de carbono UFG frente a la exposición térmica porque los carbonitruros V de tamaño nanométrico suprimen el crecimiento del grano, incluso si se produjera la recristalización23.

Micrografías SEM de acero GN/UFG sometido a retención isotérmica para determinar la estabilidad térmica.

Isotérmicamente mantenido a 500 °C durante (a) 5 min, (b) 10 min, (c, d) 30 min, (e) composición química del precipitado en el punto 3 y (f) composición química del precipitado en el punto 4. El acero NG/UFG tenía una mayor estabilidad térmica a 500 °C y la morfología de la ferrita de forma alargada se alteró a ferrita equiaxial en una recristalización adicional. La cementita de tamaño 50–80 nm se distribuyó a lo largo de los límites de grano de ferrita y precipitados de 10–20 nm V(C,N) estaban presentes en la matriz de ferrita.

Fracción volumétrica de segundas fases calculada por Thermocalc.

La temperatura de precipitación de V(C,N) y cementita fue de 1115 °C y 663 °C, respectivamente.

Los aceros NG/UFG se sometieron a pruebas de tracción a temperatura ambiente (20 °C) y temperatura moderadamente alta (500 °C) y se compararon con el acero FG. Acero GN/UFG de deformación por tracción a 0,00025 s−1 y 20 °C, el límite elástico fue de 1400 MPa y el alargamiento fue bajo, del 12 %, debido a la ausencia de endurecimiento por trabajo (curva negra a en la Fig. 5). Mientras que el acero FG indicó un comportamiento significativo de endurecimiento por trabajo, con límite elástico, resistencia a la tracción y elongación de 681 MPa, 704 MPa y 29%, respectivamente (curva roja b en la Fig. 5). Cuando la temperatura del ensayo de tracción fue de 500 °C, la tensión del acero NG/UFG se deformó a 0,00025 s−1, el límite elástico y la resistencia a la tracción se redujeron a 400 MPa y 457 MPa, respectivamente. Una característica importante fue que la tensión disminuyó lentamente al alcanzar la tensión máxima, lo que representa un alto alargamiento del 95% (curva azul c en la Fig. 5). Al disminuir la velocidad de deformación a 0,0001 s−1, el límite elástico y la resistencia a la tracción se redujeron aún más a 278 MPa y 327 MPa, respectivamente, y el alargamiento se incrementó al 106 %. Durante el proceso de ablandamiento, se extendió la etapa plástica no uniforme, donde el acero NG/UFG continúa soportando la carga incluso con una deformación extraordinaria de más de 1.0 (curva verde d en la Fig. 5). Por el contrario, el acero FG deformado a 0,00025 s−1 y 500 °C se caracterizó por un límite elástico y una resistencia a la tracción de 324 MPa y 343 MPa, respectivamente. La tensión disminuyó rápidamente, lo que implica un cuello abrupto, lo que resultó en una elongación reducida del 57% (curva rosa e en la Fig. 5). El módulo de Young disminuyó con el aumento de la temperatura de ensayo, en consonancia con los resultados obtenidos a alta temperatura en acero estructural de alta resistencia, acero UFG y acero inoxidable austenítico24,25,26. El módulo elástico se redujo con la disminución de la velocidad de deformación, lo que también se obtuvo en el diagrama de tensión-deformación superplástica del acero bajo en carbono y la aleación FG INCONEL 718SPF27,28.

Gráficos de tensión-deformación que ilustran el comportamiento de deformación del acero GN/UFG y el acero FG.

(a) NG/UFG deformación a 0,00025 s−1 y 20 °C con resistencia a la tracción de 1400 MPa, alargamiento del 12 % y sin endurecimiento por trabajo, (b) FG deformación a 0,00025 s−1 y 20 °C con límite elástico de 681 MPa, resistencia a la tracción de 704 MPa y elongación del 29 %, (c) deformación GN/UFG a 0,00025 s−1 y 500 °C con límite elástico de 400 MPa, resistencia a la tracción de 457 MPa y elongación del 95 %, (d ) NG/UFG deformación a 0,0001 s−1 y 500 °C con límite elástico de 278 MPa, resistencia a la tracción de 327 MPa y elongación de 106 %, (e) FG deformación a 0,00025 s−1 y 500 °C con límite elástico de 324 MPa, resistencia a la tracción de 343 MPa y elongación del 57%.

La formación de granos de NG/UFG se atribuye a la estructura martensítica original y al posterior proceso de recristalización. Tsuji29,30,31 propuso que la martensita en listón tiene una jerarquía de tres niveles en esta morfología: (I) Listón: cristal único de martensita que incluye una alta densidad de defectos en el entramado, (II) Bloque: agregación de listones con la misma relación cristalográfica y ( III) Paquete - agregación de los bloques que tienen plano de hábito idéntico. Un grano de austenita se subdivide en varios paquetes y bloques durante la transformación de martensita. La mayoría de los límites de los bloques y los límites de los paquetes son límites de ángulo alto. Por lo tanto, la martensita tiene una estructura de grano fino en el estado transformado. Takaki32 propuso que el laminado en frío del acero martensítico introduce bandas deslizantes en la matriz y esto da como resultado la destrucción de la estructura martensítica del listón y la formación de una estructura celular de dislocación lamelar alrededor de las bandas deslizantes. La fracción de volumen de tal martensita dañada aumenta con el aumento de la deformación. Rara vez se observó la estructura martensítica de láminas intactas y la densidad de dislocaciones fue un orden de magnitud mayor en las muestras sometidas a una severa reducción en frío superior al 80 %, lo que provocó un aumento en la tasa de nucleación de los granos de ferrita recristalizados. También se propuso29,32,33 que los bloques y paquetes de martensita tuvieran forma angular y rugosa. Tal alta densidad de límites de ángulo alto y forma complicada de bloques y paquetes produciría un fuerte efecto de restricción durante la deformación plástica. La restricción provoca una deformación no homogénea (subdivisión del grano) que da como resultado una microestructura deformada ultrafina con una gran desorientación local. Durante el proceso de recocido, la estructura martensítica dañada inducida por la deformación se transformó en granos ferríticos NG/UFG a través del proceso de recuperación que implica el escape de átomos de carbono intersticiales y la aniquilación de las dislocaciones (también denominada recristalización in situ o recristalización continua). Al mismo tiempo, la cementita se formó debido a una solución sólida supersaturada de átomos de C en la estructura martensítica dañada. La cementita a escala nanométrica y los precipitados V(C,N) aumentaron la estabilidad térmica del acero NG/UFG porque su efecto de fijación inhibía el crecimiento del grano.

El acero GN/UFG exhibió un comportamiento de deformación inusual en comparación con el acero FG y la ductilidad a la tracción se redujo del 29 % al 12 % a 0,00025 s−1 y 20 °C. Song7 propuso que esta disminución de la ductilidad a la tracción a temperatura ambiente para la mayoría de los aceros UFG, especialmente los aceros monofásicos, se debía principalmente a la recuperación dinámica y la inestabilidad plástica. Primero, la recuperación dinámica como mecanismo de ablandamiento es capaz de reducir la tasa aparente de endurecimiento por trabajo. Durante la deformación, las dislocaciones quedan atrapadas en los límites de grano. La cinética de la recuperación dinámica está asociada con la propagación de dislocaciones reticulares atrapadas a los límites de grano, especialmente en aceros UFG34,35,36. Para el acero UFG, el tiempo para que las dislocaciones se muevan a los límites de grano es más corto que el tiempo de la prueba de tracción37. Esta disminución en la densidad de dislocaciones reduce la acumulación de dislocaciones dentro de los granos y, en consecuencia, conduce a un menor endurecimiento por trabajo en comparación con los aceros correspondientes de tamaño de grano grueso. En segundo lugar, la disminución de la ductilidad a la tracción puede explicarse en términos de inestabilidad plástica, que inicia el estrechamiento debido a la deformación localizada38,39. El ultrarrefinamiento de grano aumenta en gran medida la tensión de flujo de los aceros, especialmente durante las primeras etapas de la deformación plástica. El refinamiento del grano también conduce a una capacidad reducida de endurecimiento por trabajo. Como resultado, la inestabilidad plástica (estricción) ocurre en una etapa temprana durante la prueba de tracción, lo que resulta en un alargamiento uniforme limitado en los aceros UFG. Además, en los aceros GN/UFG, el estrechamiento se produce durante la deformación de la banda de Lüders después de que desaparece la caída de la fluencia y el endurecimiento por trabajo40.

El alargamiento del acero GN/UFG a 0,00025 s−1 y 500 °C mejoró considerablemente del 57 % al 95 % en comparación con el acero FG. Zhilyaev41 y Nieh42 propusieron que los límites de grano desempeñan un papel activo durante la deformación a alta temperatura y que el aumento del coeficiente de difusión efectivo en los materiales NG/UFG puede acercarse a valores varios órdenes de magnitud más altos en comparación con su contraparte cristalina gruesa. En los aceros NG/UFG, el mecanismo de deformación del deslizamiento del límite de grano comienza a operar y es necesario que un proceso de acomodación acompañe al deslizamiento del límite de grano y gobierne la cinética de la superplasticidad. Este proceso de acomodación puede ser la migración del límite de grano, la recristalización, el flujo de difusión o el deslizamiento de dislocación. El alargamiento se incrementó aún más hasta el 106 % a una tasa de deformación más baja de 0,0001 s−1 y 500 °C, representativa del comportamiento superplástico a baja temperatura. Se propone43 que a medida que disminuye la velocidad de deformación, aumenta el tamaño medio de la cavidad y el coeficiente de redondez. El coeficiente de redondez promedio es indicativo del grado de difusión asociado con el crecimiento de la cavidad. Un coeficiente de redondez de uno indica una forma circular perfecta, mientras que un valor menor del coeficiente de redondez se relaciona con el alargamiento de la cavidad. El aumento en el coeficiente de redondez con la disminución de la velocidad de deformación sugiere que el crecimiento de la cavidad por difusión se está volviendo cada vez más significativo.

El gráfico de tensión-deformación a 0,0001 s−1 y 500 °C mostró un flujo dentado, que también se observó en el gráfico de tensión-deformación superplástico de acero de carbono ultraalto21,44, aleación de aluminio1 y aleación de magnesio19, que presumiblemente está relacionado con el envejecimiento de la deformación dinámica. (DSA) o recuperación discontinua y recristalización periódica que involucra relajación de tensión y transferencia durante la deformación. La DSA generalmente se atribuye a la resistencia adicional al movimiento de dislocación producido por la movilidad de los átomos de soluto que pueden difundirse a dislocaciones por encima de cierta temperatura27,45. Las estrías resultaron de la fijación recurrente de dislocaciones, de modo que las dislocaciones son detenidas por obstáculos tales como precipitados y átomos de solutos en difusión46. Una característica clave del movimiento de dislocación activado térmicamente es que la dislocación se mueve de manera brusca porque las dislocaciones pasan la mayor parte de su tiempo interactuando con los obstáculos locales, como bosques de dislocaciones, vacantes y átomos de soluto47. Además, el efecto de DSA aumentó con la disminución de la tasa de deformación48.

En resumen, hemos observado que el acero de bajo carbono con ferrita GN/UFG y cementita de 50-80 nm tiene una alta estabilidad térmica a 500 °C con un alargamiento superior al 100% (<0,5 Tm). Una implicación importante del estudio es que la baja resistencia durante el procesamiento en caliente es favorable para disminuir la recuperación elástica y minimizar la pérdida de troquel. La superplasticidad a baja temperatura es satisfactoria para formar componentes complejos con bajo consumo de energía y oxidación superficial más débil.

El acero experimental se fundió en un horno de inducción al vacío y se moldeó como un lingote de 50 kg. La composición química nominal del acero experimental en % en peso fue 0,1 C, 0,16 Si, 1,55 Mn, 0,02 Al, 0,1 V, 0,018 N, 0,5–1 Ni y el resto Fe. La losa de 45 mm de espesor se calentó a 1200 °C durante 3 h. Después de enfriar al aire a 920 °C, el desbaste se laminó mediante 7 pasadas a una placa de 5,5 mm en un laminador con un diámetro de cilindro de 450 mm. El laminado de acabado se controló a 805 °C y luego los aceros experimentales se enfriaron aceleradamente a temperatura ambiente. La microestructura constaba de ferrita poligonal, ferrita acicular y bainita granular. La fase de martensita estaba ausente porque la deformación inhibía la transformación de la martensita.

El acero microaleado NG/UFG VN con bajo contenido de carbono se procesó mediante una combinación de laminación en frío y recocido de martensita. En un primer paso, el acero de 5,5 mm de espesor y 50 mm de ancho se recalentó a 900 °C durante 5 min en un horno eléctrico de cámara y tardó 6 min en alcanzar la temperatura isotérmica. Luego, la placa se enfrió con agua a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 90 °C/s para obtener una microestructura martensítica. A continuación, en el segundo paso, después de quitar la cascarilla, el acero de 5 mm de espesor se laminó nuevamente en frío a 1,6 mm y 0,9 mm de espesor, respectivamente, con una reducción total del 68 % y 82 % y se llevó a cabo una reducción de 0,3–0,5 mm. en cada pasada en función de la resistencia a la rodadura. Las muestras de tracción se recocieron a 550 °C y 650 °C, respectivamente, en un horno tubular, con una velocidad de calentamiento de 10 °C/s. Posteriormente, los especímenes se enfriaron con agua a temperatura ambiente para evitar el engrosamiento microestructural.

Las muestras para estudios microestructurales se pulieron hasta obtener un acabado de espejo utilizando un procedimiento metalográfico estándar que implicaba el uso de papel SiC de diferente rugosidad superficial, seguido de un pulido final con pasta de diamante de un tamaño de partícula de 2,5 μm. Las muestras pulidas se grabaron con una solución de nital al 4 por ciento en volumen y se observaron usando un SEM Zeiss Ultra 55 con un voltaje acelerado de 15 kV. Se observó que 1/4 de espesor representaba la mayor parte. Además, la alta homogeneidad microestructural a lo largo del espesor se obtuvo debido a la gran reducción total de laminación en frío. La composición química de los precipitados se determinó mediante espectroscopía de rayos X de energía dispersiva (EDX) con un voltaje de aceleración de 15 kv y un tamaño de sonda instantánea de menos de 10 nm. Los cálculos teóricos relativos a la evolución de varias fases con la temperatura, como V(C,N) y cementita, se estudiaron utilizando Thermocalc combinado con la base de datos TCFE6 para el cálculo termodinámico en equilibrio.

Las pruebas de tracción se llevaron a cabo utilizando muestras con forma de hueso de perro de 10 mm de longitud calibrada y 5 mm de ancho calibrado a temperatura ambiente y 500 °C a una velocidad de deformación de 0,0001 s−1 y 0,00025 s−1, respectivamente, usando Shimadzu AG-X universal maquina de pruebas. Se utilizó un extensómetro para las pruebas a temperatura ambiente. Para la tracción a 500 °C, las muestras se calentaron a 500 °C durante 5 min antes de la carga. Los datos de tracción presentados son un promedio de cinco mediciones para cada condición de prueba.

Cómo citar este artículo: Hu, J. et al. Superplasticidad a baja temperatura y estabilidad térmica de un acero microaleado bajo en carbono nanoestructurado. ciencia Rep. 5, 18656; doi: 10.1038/srep18656 (2015).

McFadden, SX, Mishra, RS, Valiev, RZ, Zhilyaev, AP y Mukherjee, AK Superplasticidad a baja temperatura en aleaciones metálicas y de níquel nanoestructurado. Naturaleza 398, 684–686 (1999).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Pan, D., Kuwano, S., Fujita, T. y Chen, MW Plasticidad compresiva ultragrande a temperatura ambiente de un metal nanocristalino. Nano Lett. 7, 2108–2111 (2007).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Zhan, GD, Garay, JE & Mukherjee, AK Superplasticidad a temperatura ultrabaja en compuestos nanocerámicos. Nano Lett. 5, 2593–2597 (2005).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Girault, E., Blandin, JJ, Varloteaux, A., Suéry, M. & Combres, Y. Superplasticidad a baja temperatura de una aleación de β-titanio metaestable. Scr. Metal. Mate. 29, 503–508 (1993).

Artículo CAS Google Académico

Sergueeva, AV, Stolyarov, VV, Valiev, RZ & Mukherjee, AK Superplasticidad mejorada en una aleación Ti-6Al-4V procesada por deformación plástica severa. Scr. Mate. 43, 819–824 (2000).

Artículo CAS Google Académico

Zhu, XJ, Tan, MJ y Zhou, W. Superplasticidad mejorada en aleación de titanio comercialmente puro. Scr. Mate. 52, 651–655 (2005).

Artículo CAS Google Académico

Song, R., Ponge, D., Raabe, D., Speer, JG y Matlock, DK Descripción general del procesamiento, la microestructura y las propiedades mecánicas de los aceros bcc de grano ultrafino. Mate. ciencia Ing. A 441, 1–17 (2006).

Artículo Google Académico

Calcagnotto, M., Adachi, Y., Ponge, D. & Raabe, D. Mecanismos de deformación y fractura en aceros bifásicos de ferrita/martensita de grano fino y ultrafino y el efecto del envejecimiento. Acta Mater. 59, 658–670 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Calcagnotto, M., Ponge, D. & Raabe, D. Efecto del refinamiento de grano a 1 μm en la resistencia y tenacidad de los aceros de doble fase. Mate. ciencia Ing. A 527, 7832–7840 (2010).

Artículo Google Académico

Song, R., Ponge, D. & Raabe, D. Propiedades mecánicas de un acero C-Mn de grano ultrafino procesado por deformación en caliente y recocido. Acta Mater. 53, 4881–4892 (2005).

Artículo CAS Google Académico

Song, R., Ponge, D., Raabe, D. & Kaspar, R. Microestructura y textura cristalográfica de un acero C-Mn de grano ultrafino y su evolución durante la deformación en caliente y el recocido. Acta Mater. 53, 845–858 (2005).

Artículo CAS Google Académico

Misra, RDK et al. Modulación favorable de la respuesta preosteoblástica a estructuras de grano ultrafino/nanogranulado en acero inoxidable austenítico. Adv. Mate. 21, 1280–1285 (2009).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Misra, RDK et al. Microestructura y comportamiento de deformación del acero inoxidable austenítico de grano ultrafino/nanograno inducido por reversión de fase. Metal. Mate. Trans. A 40A, 2498–2509 (2009).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Misra, RDK, Thein-Han, WW, Mali, SA, Somani, MC y Karjalainen, LP Actividad celular de materiales bioactivos de nanograno/grano ultrafino. Acta Biomater. 6, 2826–2835 (2010).

Artículo CAS Google Académico

Song, R., Ponge, D. & Raabe, D. Mejora de la tasa de endurecimiento por trabajo de aceros de grano ultrafino a través de partículas de segunda fase. Scr. Mate. 52, 1075–1080 (2005).

Artículo CAS Google Académico

Yen, HW et al. Papel de la martensita asistida por tensión en el diseño de aceros dúplex resistentes de grano ultrafino. Acta Mater. 82, 100–114 (2015).

Artículo CAS Google Académico

Zhang, H., Zhang, L., Cheng, X. & Bai, B. Característica superplástica del acero al carbono ultraalto aleado con Mn-Si-Cr realizado a través de un proceso novedoso. Acta Mater. 58, 6173–6180 (2010).

Artículo CAS Google Académico

Furuhara, T. & Maki, T. Ingeniería de límite de grano para superplasticidad en aceros. J.Mater. ciencia 40, 919–926 (2005).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Mabuchi, M., Ameyama, K., Iwasaki, H. & Higashi, K. Superplasticidad a baja temperatura de la aleación de magnesio AZ91 con límites de grano fuera del equilibrio. Acta Mater. 47, 2047-2057 (1999).

Artículo CAS Google Académico

Wadsworth, J. & Sherby, OD Influencia del cromo en la superplasticidad en aceros de ultra alto carbono. J.Mater. ciencia 13, 2645-2649 (1978).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Zhang, H., Bai, B. & Raabe, D. Acero superplástico martensítico Mn-Si-Cr-C con 900 % de elongación. Acta Mater. 59, 5787–5802 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Xu, K., Thomas, BG & O'malley, R. Modelo de equilibrio de precipitación en aceros microaleados. Metal. Mate. Trans. A 42, 524–539 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Park, KT, Kim, YS y Shin, DH Estabilidad microestructural de acero con bajo contenido de carbono de grano ultrafino que contiene vanadio fabricado mediante deformación plástica intensa. Metal. Mate. Trans. A 32A, 2373–2381 (2001).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Kocks, Ley UF para el endurecimiento por trabajo y la fluencia a baja temperatura. J. Ing. Mate-T. 98, 76–85 (1976).

Artículo CAS Google Académico

Walser, B. & Sherby, OD Comportamiento mecánico de aceros superplásticos de ultra alto contenido de carbono a temperatura elevada. Metal. Trans. A 10, 1461-1471 (1979).

Artículo Google Académico

Chen, J., Young, B. & Uy, B. Comportamiento del acero estructural de alta resistencia a temperatura elevada. J. Estructura. Ing. 132, 1948–1954 (2006).

Artículo Google Académico

Raj, R. Desarrollo de un mapa de procesamiento para su uso en procesos de conformado en caliente y conformado en caliente. Metal. Trans. A 12, 1089–1097 (1981).

Artículo CAS Google Académico

Smith, GD & Flower, HL Formación superplástica de aleación 718. Adv. Mate. proc. 145, 32–34 (1994).

CAS Google Académico

Tsuji, N., Ueji, R., Minamino, Y. & Saito, Y. Un proceso nuevo y simple para obtener acero bajo en carbono a granel nanoestructurado con propiedades mecánicas superiores. Scr. Mate. 46, 305–310 (2002).

Artículo CAS Google Académico

Ueji, R., Tsuji, N., Minamino, Y. & Koizumi, Y. Refinamiento de ultragrano de acero simple con bajo contenido de carbono mediante laminación en frío y recocido de martensita. Acta Mater. 50, 4177–4189 (2002).

Artículo CAS Google Académico

Kitahara, H., Ueji, R., Tsuji, N. y Minamino, Y. Características cristalográficas de la martensita de malla en acero con bajo contenido de carbono. Acta Mater. 54, 1279–1288 (2006).

Artículo CAS Google Académico

Takaki, S., Iizuka, S., Tomimura, K. & Tokunaga, Y. Influencia del trabajo en frío en la recuperación y recristalización de listones de martensita en acero al 0,2 % C. Mate. Trans. JIM 33, 577–584 (1992).

Artículo CAS Google Académico

Ohmori, A., Torizuka, S., Nagai, K., Koseki, N. y Kogo, Y. Efecto de la temperatura de deformación y la velocidad de deformación en la evolución de la estructura de grano ultrafino a través de la deformación en caliente de gran deformación de un solo paso en un bajo contenido de carbono acero. Mate. Trans. 45, 2224–2231 (2004).

Artículo CAS Google Académico

Valiev, RZ et al. Comportamiento de deformación del cobre de grano ultrafino. Acta Metall. Mate. 42, 2467-2475 (1994).

Artículo CAS Google Académico

Lian, J., Baudelet, B. & Nazarov, AA Modelo para la predicción del comportamiento mecánico de materiales nanocristalinos. Mate. ciencia Ing. A 172, 23–29 (1993).

Artículo Google Académico

Łojkowski, W. Sobre la propagación de las dislocaciones del límite de grano y su efecto sobre las propiedades del límite de grano. Acta Metall. Mate. 39, 1891–1899 (1991).

Artículo Google Académico

Park, KT, Kim, YS, Lee, JG y Shin, DH Estabilidad térmica y propiedades mecánicas del acero con bajo contenido de carbono de grano ultrafino. Mate. ciencia Ing. A 293, 165–172 (2000).

Artículo Google Académico

Wei, Q., Jia, D., Ramesh, KT & Ma, E. Evolución y microestructura de bandas de corte en Fe nanoestructurado. aplicación física Letón. 81, 1240–1242 (2002).

Artículo CAS ANUNCIOS Google Académico

Wei, Q. et al. Bandas de cizallamiento adiabáticas en Fe de grano ultrafino procesado por deformación plástica severa. Acta Mater. 52, 1859–1869 (2004).

Artículo CAS Google Académico

Tomota, Y., Narui, A. & Tsuchida, N. Comportamiento a la tracción de aceros de grano fino. Internacional ISIJ 48, 1107–1113 (2008).

Artículo CAS Google Académico

Zhilyaev, AL & Pshenichnyuk, AI Superplasticidad y límites de grano en materiales de grano ultrafino. (Fizmatlit, Moscú, 2008); Cambridge internacional ciencia Publ (Cambridge, 2010).

Nieh, TG, Wadsworth, J. & Sherby, OD Superplasticidad en metales y cerámica. Prensa de la Universidad de Cambridge (Cambridge, 1997).

Smith, GD & Yates, DH Formación superplástica de INCONEL Alloy 718SPF. SAMPE, Covina, CA, EE. UU. 3, 207–218 (1992).

Google Académico

Taleff, EM, Nagao, M., Higashi, K. & Sherby, OD Superplasticidad de alta velocidad de deformación en acero con ultra alto contenido de carbono que contiene 10 % en peso de Al (UHCS-10Al). Scr. Mate. 34, 1919-1923 (1996).

Artículo CAS Google Académico

Nakada, Y. & Keh, AS Flujo dentado en aleaciones de Ni-C. Acta Metall. 18, (1970) 437–443.

Artículo CAS Google Académico

Van den Beukel, A. & Kocks, UF La dependencia de la deformación del envejecimiento por deformación estática y dinámica. Acta Metall. 30, 1027–1034 (1982).

Artículo CAS Google Académico

Cheng, J., Nemat-Nasser, S. & Guo, W. Un modelo constitutivo unificado para el comportamiento dependiente de la velocidad de deformación y la temperatura del molibdeno. mecánico Mate. 33, 603–616 (2001).

Artículo Google Académico

Shen, YF, Wang, PJ, Liu, YD, Misra, RDK y Zuo, L. Envejecimiento por deformación dinámica activado de un acero TRIP590 a 300 °C y baja velocidad de deformación y relación con la estructura. Mate. ciencia Ing. A 645, 333–338 (2015).

Artículo CAS Google Académico

Descargar referencias

Los autores agradecen el apoyo financiero del Programa Nacional de I + D de alta tecnología (Programa 863) No. 2015AA03A501. RDK Misra agradece el apoyo del Departamento de Ingeniería Metalúrgica, de Materiales y Biomédica de la Universidad de Texas en El Paso, EE. UU.

El Laboratorio Estatal Clave de Laminado y Automatización, Universidad del Noreste, Shenyang, 110819, China

J. Hu, L.-X. Du, G.-S. Sol y H. Xie

Departamento de Metalurgia, Laboratorio de Excelencia en Investigación Avanzada del Acero, Programa de Ingeniería Metalúrgica y de Materiales, Ingeniería de Materiales y Biomédica Universidad de Texas en El Paso, 79968-0521, TX, EE. UU.

RDK Misra

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

JH, G.-SS, HX y L.-XD concibieron y diseñaron los experimentos basados en el trabajo reciente de RDKM en aceros inoxidables que implicaron una severa deformación en frío y recocido para obtener la estructura NG/UFG. JH analizó la secuencia de datos y escribió el documento. JH, L.-XD y RDKM propusieron los mecanismos. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Los autores declaran no tener intereses financieros en competencia.

Este trabajo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en la línea de crédito; si el material no está incluido bajo la licencia Creative Commons, los usuarios deberán obtener el permiso del titular de la licencia para reproducir el material. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/

Reimpresiones y permisos

Hu, J., Du, LX., Sun, GS. et al. Superplasticidad a baja temperatura y estabilidad térmica de un acero microaleado bajo en carbono nanoestructurado. Informe científico 5, 18656 (2016). https://doi.org/10.1038/srep18656

Descargar cita

Recibido: 16 junio 2015

Aceptado: 18 de noviembre de 2015

Publicado: 21 diciembre 2015

DOI: https://doi.org/10.1038/srep18656

Cualquier persona con la que compartas el siguiente enlace podrá leer este contenido:

Lo sentimos, un enlace para compartir no está disponible actualmente para este artículo.

Proporcionado por la iniciativa de intercambio de contenido Springer Nature SharedIt

Revista de Investigación Internacional del Hierro y el Acero (2022)

Al enviar un comentario, acepta cumplir con nuestros Términos y Pautas de la comunidad. Si encuentra algo abusivo o que no cumple con nuestros términos o pautas, márquelo como inapropiado.