Superplasticité à basse température et stabilité thermique d'un bas nanostructuré

Rapports scientifiques volume 5, Numéro d'article : 18656 (2016) Citer cet article

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Nous décrivons ici pour la première fois la superplasticité à basse température d'acier bas carbone nanostructuré (microallié avec V, N, Mn, Al, Si et Ni). L'acier en vrac à faible teneur en carbone à grain nano/ultrafin (NG/UFG) a été traité en utilisant une combinaison de laminage à froid et de recuit de martensite. La microstructure complexe de la ferrite NG / UFG et de la cémentite 50–80 nm présentait une stabilité thermique élevée à 500 ° C avec un allongement à basse température supérieur à 100% (à moins de 0,5 du point de fusion absolu) par rapport au grain fin conventionnel (FG ) contrepartie. La superplasticité à basse température est suffisante pour former des composants complexes. De plus, la faible résistance lors du traitement à chaud est favorable pour diminuer le retour élastique et minimiser la perte de matrice.

La superplasticité se caractérise par la capacité du matériau à supporter une grande déformation plastique avant la rupture1,2,3, ce qui est bien documenté pour les alliages de titane4,5,6. Parmi les divers mécanismes de renforcement des métaux, le raffinement du grain est considéré comme la méthode appropriée et pratique pour améliorer simultanément la résistance et la ténacité7,8,9,10,11. Les aciers inoxydables nanostructurés traités par une combinaison de déformation à froid sévère (> 65 %) suivie d'un recuit par inversion de phase ont présenté une combinaison résistance-ductilité supérieure, notamment un rapport résistance/poids élevé, une résistance à l'usure et également une activité cellulaire favorable. Dans cette approche, une déformation sévère de l'austénite métastable à température ambiante conduit à la transformation induite par la déformation de l'austénite en martensite. Lors du recuit, cette martensite fortement déformée induite par la déformation redevient austénite via un cisaillement martensitique ou un mécanisme de réversion diffusionnelle12,13,14. Ainsi, il existe un fort potentiel pour l'utilisation d'aciers inoxydables nanostructurés à la place de l'homologue conventionnel à gros grains. Cependant, dans la majorité des systèmes d'alliages nanostructurés, la ductilité est limitée en raison du manque de capacité d'écrouissage3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,13,14,15,16. Ainsi, l'amélioration de la plasticité continue d'être un sujet d'intérêt. Une attention particulière a également été accordée à la superplasticité à haute température pour former des composants de forme complexe et des pièces courbes grâce à l'ingénierie des joints de grains2,17. Dans les matériaux à grains ultrafins (UFG), le glissement aux joints de grains est considéré comme le mécanisme le plus important de la superplasticité. La granulométrie fine est préférée car le nombre de joints de grains impliqués dans le glissement est élevé et la distance d'accommodation par diffusion et/ou glissement est faible18. Nous explorons ici la superplasticité dans l'acier en vrac microallié à faible teneur en carbone nanograin/ultrafin (NG/UFG) à température élevée, mais nettement inférieure à 0,5 point de fusion (Tm).

Il ne fait aucun doute que le domaine d'application de la mise en forme superplastique deviendra encore plus répandu si les températures de déformation peuvent être abaissées en raison d'une consommation d'énergie plus faible et d'une réduction significative de l'oxydation de surface. La superplasticité du nickel nanocristallin a été observée à 470 °C, ce qui correspond à 0,36 Tm1. L'alliage de magnésium AZ91 à grain fin présentait un comportement superplastique dans la plage de basses températures de 150 à 250 °C (0,46 à 0,57 Tm)19. On a observé que les aciers à grains fins (FG) à haute teneur en carbone (contenant 1 à 2 % de C en poids %) présentaient une superplasticité à 0,5–0,65 Tm et une vitesse de déformation d'environ 10−4–10−3 s20,21. Il est cependant important que l'acier de formage possède une stabilité thermique élevée pour conserver la microstructure fine et fournir des propriétés mécaniques exceptionnelles dans le produit final21. Les études sur la superplasticité dans les aciers à des températures inférieures à 0,5 Tm, en particulier dans les aciers à faible teneur en carbone couramment utilisés, n'ont pas été explorées au mieux de nos connaissances.

Des micrographies au microscope électronique à balayage (SEM) des aciers expérimentaux soumis à un réchauffage à 900 ° C suivi d'une trempe à l'eau sont présentées à la Fig. 1a. Lors du réchauffage de la microstructure martensitique trempée à l'eau, de l'austénite fine s'est nucléée aux joints de grains d'austénite antérieurs et à la latte de martensite. Après la deuxième étape de trempe, la microstructure était constituée de fines plaques de martensite d'une largeur d'environ 300 à 500 nm. La taille de grain d'austénite antérieure était de 3 à 6 μm et des précipités de VN de 20 à 30 nm se sont formés pendant le maintien à 900 ° C, qui ont été répartis dans les grains d'austénite et les plaques de martensite antérieurs (Fig. 1b). L'ajout de N aux aciers microalliés V a diminué la période d'incubation pour la précipitation du carbonitrure V et a augmenté la fraction volumique en raison du produit de solubilité plus élevé de V et N. Selon le produit de solubilité de VN dans l'austénite (équation 1)22, le la température de dissolution complète de VN dans l'acier expérimental est de 1102 °C. L'effet d'épinglage de VN a diminué le taux de grossissement des grains d'austénite antérieurs. Après laminage à froid à 1,6 mm, les plaques de martensite non uniformes ont été obtenues avec une largeur de 100–150 nm et 150–250 nm (Fig. 1c), tandis que dans la plaque laminée à froid de 0,9 mm d'épaisseur, les plaques de martensite avec largeur de 100 à 150 nm parallèles à la direction de laminage ont été obtenus (Fig. 1d). Ainsi, la superplasticité a été étudiée dans une tôle laminée à froid de 0,9 mm d'épaisseur en raison de la microstructure originale fine et homogène.

Micrographies SEM d'aciers expérimentaux soumis à une trempe à l'eau et à un laminage à froid.

(a) réchauffage à 900 °C, suivi d'une trempe à l'eau (b) acier trempé à l'eau à fort grossissement présentant du carbonitrure V aux joints de grains d'austénite antérieurs (c) laminage à froid de l'acier trempé à l'eau d'une épaisseur de 1,6 mm et (d) laminage à froid de l'acier trempé à l'eau avec une épaisseur de 0,9 mm. La taille des grains d'austénite antérieure était de 3 à 6 μm et la largeur des plaques de martensite a été affinée à 100 à 150 nm lors du laminage à froid à une épaisseur de 0,9 mm.

Lorsqu'une plaque laminée à froid de 0,9 mm d'épaisseur a été recuite à 550 ° C pendant 5 min, une recristallisation s'est produite et la microstructure était constituée d'UFG (100–300 nm) et de quelques grains de ferrite NG (<100 nm) et de précipités de 50–80 nm distribués le long des joints de grains. Cette microstructure est appelée acier NG/UFG (Fig. 2a). Lors d'un recuit à 650 ° C pendant 5 min, la majorité de la ferrite a été grossie à 1–3 μm et quelques grains de ferrite de taille submicronique ont été observés (Fig. 2b). Cet acier FG a été utilisé comme acier de référence pour étudier l'acier NG/UFG.

Micrographies SEM d'acier expérimental laminé à froid soumis à un recuit pour obtenir une microstructure NG/UFG et FG.

(a) 550 °C pendant 5 min et (b) 650 °C pendant 5 min. L'acier NG/UFG a été obtenu lors d'un recuit à 550 °C et a été caractérisé par une combinaison de ferrite NG/UFG et de précipités fins de 50 à 80 nm, tandis que l'acier FG avec des grains de ferrite polygonaux de 1 à 3 μm a été obtenu lors d'un recuit à 650 °C.

L'effet du temps de maintien isotherme à 500 °C sur la stabilité thermique de l'acier NG/UFG a été étudié car c'est la température à laquelle les essais de traction ont été effectués après recuit. Pendant une durée de 5 à 30 min, la ferrite NG / UFG était stable et la morphologie de quelques grains était modifiée de forme allongée à équiaxe démontrant une recristallisation supplémentaire (Fig. 3a – c). Deux types de précipités ont été nucléés, la cémentite de 50 à 80 nm répartie le long des joints de grains de ferrite et les précipités V (C, N) de 10 à 20 nm (Fig. 3d – f). Sur la base de la fraction volumique des secondes phases calculée par Thermocalc, la température de précipitation de la cémentite était de 663 °C et sa fraction volumique à l'équilibre à 550 °C était de 1,4 %. Par conséquent, la cémentite a été complètement dissoute lors du maintien isotherme à 900 ° C et a été précipitée lors du recuit. La température de précipitation de V (C, N) était de 1115 ° C (cohérente avec 1102 ° C calculée par le produit de solubilité de VN dans l'austénite) et sa fraction volumique à l'équilibre à 550 ° C était de 0, 17% (Fig. 4). Il est proposé que l'ajout d'une petite quantité de V était efficace pour améliorer la stabilité microstructurale de l'acier à faible teneur en carbone UFG contre l'exposition thermique, car les carbonitrures de V de taille nanométrique suppriment la croissance des grains, même si une recristallisation devait se produire23.

Micrographies SEM d'acier NG/UFG soumis à un maintien isotherme pour déterminer la stabilité thermique.

Maintien isotherme à 500 °C pendant (a) 5 min, (b) 10 min, (c,d) 30 min, (e) composition chimique du précipité au point 3 et (f) composition chimique du précipité au point 4. Le L'acier NG/UFG avait une stabilité thermique plus élevée à 500 ° C et la morphologie de la ferrite de forme allongée a été modifiée en ferrite équiaxe lors d'une recristallisation supplémentaire. La cémentite de taille 50–80 nm était distribuée le long des joints de grains de ferrite et des précipités V(C,N) de 10–20 nm étaient présents dans la matrice de ferrite.

Fraction volumique des secondes phases calculée par Thermocalc.

La température de précipitation de V(C,N) et de la cémentite était de 1115 °C et 663 °C, respectivement.

Les aciers NG/UFG ont été soumis à des essais de traction à température ambiante (20 °C) et à température moyennement élevée (500 °C) et comparés à l'acier FG. Déformation en traction de l'acier NG/UFG à 0,00025 s−1 et 20 °C, la limite d'élasticité était de 1400 MPa et l'allongement était faible à 12 % en raison de l'absence d'écrouissage (courbe noire a sur la Fig. 5). Alors que l'acier FG a indiqué un comportement d'écrouissage significatif, avec une limite d'élasticité, une résistance à la traction et un allongement de 681 MPa, 704 MPa et 29 %, respectivement (courbe rouge b sur la Fig. 5). Lorsque la température de l'essai de traction était de 500 ° C, l'acier NG / UFG s'est déformé à 0, 00025 s-1, la limite d'élasticité et la résistance à la traction ont été réduites à 400 MPa et 457 MPa, respectivement. Une caractéristique importante était que la contrainte diminuait lentement en atteignant la contrainte maximale, qui représente un allongement élevé de 95 % (courbe bleue c sur la Fig. 5). En diminuant la vitesse de déformation à 0,0001 s-1, la limite d'élasticité et la résistance à la traction ont encore été réduites à 278 MPa et 327 MPa, respectivement, et l'allongement a été augmenté à 106 %. Au cours du processus d'adoucissement, l'étape plastique non uniforme a été étendue, où l'acier NG/UFG continue de supporter une charge même à une déformation extraordinaire de plus de 1,0 (courbe verte d sur la Fig. 5). En revanche, l'acier FG déformé à 0,00025 s−1 et 500 °C a été caractérisé par une limite d'élasticité et une résistance à la traction de 324 MPa et 343 MPa, respectivement. La contrainte a diminué rapidement, ce qui a entraîné une striction abrupte, ce qui a entraîné une réduction de l'allongement de 57 % (courbe rose e sur la Fig. 5). Le module de Young a diminué avec l'augmentation de la température d'essai, ce qui est cohérent avec les résultats obtenus à haute température dans l'acier de construction à haute résistance, l'acier UFG et l'acier inoxydable austénitique24,25,26. Le module d'élasticité a été réduit avec la diminution de la vitesse de déformation, ce qui a également été obtenu dans le tracé contrainte-déformation superplastique de l'acier à faible teneur en carbone et de l'alliage FG INCONEL 718SPF27,28.

Courbes de contrainte-déformation illustrant le comportement de déformation de l'acier NG/UFG et de l'acier FG.

(a) NG/UFG déformant à 0,00025 s−1 et 20 °C avec une résistance à la traction de 1400 MPa, un allongement de 12 % et aucun écrouissage, (b) FG déformant à 0,00025 s−1 et 20 °C avec une limite d'élasticité de 681 MPa, résistance à la traction de 704 MPa et allongement de 29 %, (c) déformation NG/UFG à 0,00025 s−1 et 500 °C avec limite d'élasticité de 400 MPa, résistance à la traction de 457 MPa et allongement de 95 %, (d ) NG/UFG déformant à 0,0001 s−1 et 500 °C avec une limite d'élasticité de 278 MPa, une résistance à la traction de 327 MPa et un allongement de 106 %, (e) FG déformant à 0,00025 s−1 et 500 °C avec une limite d'élasticité de 324 MPa, résistance à la traction de 343 MPa et allongement de 57 %.

La formation de grains NG/UFG est attribuée à la structure originale de la martensite et au processus de recristallisation ultérieur. Tsuji29,30,31 a proposé que la martensite à lattes ait une hiérarchie à trois niveaux dans cette morphologie : (I) Latte - monocristal de martensite comprenant une densité élevée de défauts de réseau, (II) Bloc - agrégation de lattes avec la même relation cristallographique et ( III) Paquet - agrégation des blocs ayant un plan d'habitude identique. Un grain d'austénite est subdivisé en plusieurs paquets et blocs lors de la transformation en martensite. La majorité des limites de bloc et des limites de paquet sont des limites à angle élevé. Ainsi, la martensite a une structure à grains fins à l'état brut de transformation. Takaki32 a proposé que le laminage à froid de l'acier martensitique introduit des bandes de glissement dans la matrice, ce qui entraîne la destruction de la structure martensitique des lattes et la formation d'une structure cellulaire de dislocation lamellaire autour des bandes de glissement. La fraction volumique d'une telle martensite endommagée augmente avec l'augmentation de la déformation. La structure martensitique en lattes intacte a été rarement observée et la densité de dislocations était d'un ordre de grandeur plus élevée dans les spécimens soumis à une réduction à froid sévère supérieure à 80 %, entraînant une augmentation du taux de nucléation des grains de ferrite recristallisés. Il a également été proposé29,32,33 que les blocs et paquets de martensite aient une forme anguleuse et rugueuse. Une telle densité élevée de limites à angle élevé et une forme compliquée de blocs et de paquets produiraient un fort effet de contrainte lors de la déformation plastique. La contrainte provoque une déformation inhomogène (sous-division des grains) résultant en une microstructure déformée ultrafine avec une grande désorientation locale. Au cours du processus de recuit, la structure martensitique endommagée induite par la déformation s'est transformée en grains ferritiques NG / UFG via un processus de récupération impliquant la fuite d'atomes de C interstitiels et l'annihilation des dislocations (également appelée recristallisation in situ ou recristallisation continue). Dans le même temps, la cémentite s'est formée en raison d'une solution solide sursaturée d'atomes de carbone dans la structure martensitique endommagée. La cémentite à l'échelle nanométrique et les précipités V(C,N) ont augmenté la stabilité thermique de l'acier NG/UFG car leur effet d'épinglage inhibe la croissance des grains.

L'acier NG/UFG a présenté un comportement de déformation inhabituel par rapport à l'acier FG et la ductilité en traction a été réduite de 29 % à 12 % à 0,00025 s−1 et 20 °C. Song7 a proposé que cette diminution de la ductilité en traction à température ambiante pour la majorité des aciers UFG, en particulier les aciers monophasés, était principalement due à la récupération dynamique et à l'instabilité plastique. Premièrement, la récupération dynamique en tant que mécanisme d'adoucissement est capable de réduire le taux d'écrouissage apparent. Lors de la déformation, les dislocations sont piégées aux joints de grains. La cinétique de récupération dynamique est associée à la propagation des dislocations piégées du réseau aux joints de grains, en particulier dans les aciers UFG34,35,36. Pour l'acier UFG, le temps de déplacement des dislocations vers les joints de grains est plus court que le temps d'essai de traction37. Cette diminution de la densité de dislocations réduit l'accumulation de dislocations à l'intérieur des grains et conduit par conséquent à un écrouissage moindre par rapport aux aciers correspondants à gros grains. Deuxièmement, la diminution de la ductilité en traction peut être expliquée en termes d'instabilité plastique, qui initie une striction due à une déformation localisée38,39. L'ultra-raffinement du grain augmente considérablement la contrainte d'écoulement des aciers, en particulier pendant les premières étapes de la déformation plastique. Le raffinement du grain entraîne également une réduction de la capacité d'écrouissage. En conséquence, l'instabilité plastique (rétreinte) se produit à un stade précoce lors de l'essai de traction, ce qui entraîne un allongement uniforme limité dans les aciers UFG. De plus, dans les aciers NG/UFG, la striction se produit lors de la déformation de la bande de Lüders après la chute de rendement et la disparition de l'écrouissage40.

L'allongement de l'acier NG/UFG à 0,00025 s−1 et 500 °C a été grandement amélioré de 57 % à 95 % par rapport à l'acier FG. Zhilyaev41 et Nieh42 ont proposé que les joints de grains jouent un rôle actif lors de la déformation à haute température et que l'augmentation du coefficient de diffusion effectif dans les matériaux NG/UFG peut approcher des valeurs supérieures de plusieurs ordres de grandeur par rapport à leur homologue cristallin grossier. Dans les aciers NG/UFG, le mécanisme de déformation du glissement aux joints de grains commence à fonctionner et il est nécessaire qu'un processus d'accommodation accompagne le glissement aux joints de grains et régisse la cinétique de la superplasticité. Ce processus d'accommodation peut être une migration aux joints de grains, une recristallisation, un flux de diffusion ou un glissement de dislocation. L'allongement a encore été augmenté à 106 % à une vitesse de déformation inférieure de 0,0001 s−1 et 500 °C, représentative du comportement superplastique à basse température. Il est proposé43 que lorsque la vitesse de déformation diminue, la taille moyenne de la cavité et le coefficient de circularité augmentent. Le coefficient d'arrondi moyen est indicatif du degré de diffusion associé à la croissance de la cavité. Un coefficient d'arrondi de un indique une forme circulaire parfaite, tandis qu'une valeur plus petite du coefficient d'arrondi se rapporte à l'allongement de la cavité. L'augmentation du coefficient de circularité avec la diminution du taux de déformation suggère que la croissance de la cavité par diffusion devient de plus en plus importante.

Le tracé contrainte-déformation à 0,0001 s−1 et 500 °C est apparu un écoulement dentelé, qui a également été observé dans le tracé contrainte-déformation superplastique de l'acier à très haute teneur en carbone21,44, de l'alliage d'aluminium1 et de l'alliage de magnésium19, qui est vraisemblablement lié au vieillissement dynamique de la déformation (DSA) ou récupération discontinue et recristallisation périodique impliquant la relaxation et le transfert des contraintes lors de la déformation. Le DSA est généralement attribué à une résistance supplémentaire au mouvement de dislocation produite par la mobilité des atomes de soluté qui peuvent diffuser vers les dislocations au-dessus d'une certaine température27,45. Les dentelures résultent de l'épinglage récurrent des dislocations, de sorte que les dislocations sont arrêtées par des obstacles tels que des précipités et des atomes de soluté diffusants46. Une caractéristique clé du mouvement de dislocation activé thermiquement est que la dislocation se déplace de manière saccadée car les dislocations passent la majorité de leur temps à interagir avec les obstacles locaux, tels que les forêts de dislocations, les lacunes et les atomes de soluté47. De plus, l'effet DSA augmentait avec la diminution du taux de déformation48.

En résumé, nous avons observé que l'acier à faible teneur en carbone avec de la ferrite NG/UFG et de la cémentite 50–80 nm a une stabilité thermique élevée à 500 °C avec un allongement supérieur à 100 % (<0,5 Tm). Une implication importante de l'étude est que la faible résistance lors du traitement à chaud est favorable pour diminuer le retour élastique et minimiser la perte de matrice. La superplasticité à basse température est satisfaisante pour former des composants complexes avec une faible consommation d'énergie et une oxydation de surface plus faible.

L'acier expérimental a été fondu dans un four à induction sous vide et coulé en lingot de 50 kg. La composition chimique nominale de l'acier expérimental en % en poids était de 0,1 C, 0,16 Si, 1,55 Mn, 0,02 Al, 0,1 V, 0,018 N, 0,5–1 Ni et le reste Fe. La dalle de 45 mm d'épaisseur a été chauffée à 1200 °C pendant 3 h. Après refroidissement à l'air à 920 °C, la brame a été laminée via 7 passes jusqu'à une plaque de 5,5 mm sur un laminoir avec un diamètre de rouleau de 450 mm. Le laminage de finition a été contrôlé à 805 ° C, puis les aciers expérimentaux ont été refroidis de manière accélérée à température ambiante. La microstructure était constituée de ferrite polygonale, de ferrite aciculaire et de bainite granulaire. La phase martensite était absente car la déformation inhibait la transformation de la martensite.

L'acier microallié à faible teneur en carbone NG/UFG VN a été traité par une combinaison de laminage à froid et de recuit de martensite. Dans la première étape, l'acier de 5,5 mm d'épaisseur et de 50 mm de largeur a été réchauffé à 900 °C pendant 5 min dans un four électrique à chambre et il a fallu 6 min pour atteindre la température isotherme. Ensuite, la plaque a été trempée à l'eau à température ambiante à une vitesse de refroidissement de 90 °C/s pour obtenir une microstructure martensitique. Ensuite, dans la deuxième étape, après avoir enlevé la calamine, l'acier de 5 mm d'épaisseur a de nouveau été laminé à froid à 1,6 mm et 0,9 mm d'épaisseur, respectivement, avec une réduction totale de 68 % et 82 % et une réduction de 0,3 à 0,5 mm a été réalisée. à chaque passage en fonction de la résistance au roulement. Les échantillons de traction ont été recuits à 550 °C et 650 °C, respectivement, dans un four tubulaire, avec une vitesse de chauffage de 10 °C/s. Par la suite, les spécimens ont été trempés à l'eau à température ambiante pour éviter le grossissement de la microstructure.

Les échantillons pour les études microstructurales ont été polis pour obtenir une finition miroir en utilisant une procédure métallographique standard impliquant l'utilisation de papier SiC de rugosité de surface différente, suivi d'un polissage final à l'aide d'une pâte de diamant d'une granulométrie de 2,5 μm. Les spécimens polis ont été gravés avec une solution de nital à 4 % en volume et observés à l'aide d'un Zeiss Ultra 55 SEM avec une tension accélérée de 15 kV. L'épaisseur de 1/4 a été observée pour représenter le volume. De plus, l'homogénéité microstructurale élevée le long de l'épaisseur a été obtenue grâce à une grande réduction totale du laminage à froid. La composition chimique des précipités a été déterminée par spectroscopie à rayons X à dispersion d'énergie (EDX) avec une tension d'accélération de 15 kv et une taille de sonde instantanée inférieure à 10 nm. Les calculs théoriques concernant l'évolution de différentes phases avec la température, telles que V(C,N) et la cémentite, ont été étudiés à l'aide de Thermocalc combiné à la base de données TCFE6 pour le calcul thermodynamique à l'équilibre.

Des tests de traction ont été effectués à l'aide d'échantillons en forme d'os de chien de 10 mm de longueur et de 5 mm de largeur à température ambiante et 500 °C à une vitesse de déformation de 0,0001 s-1 et 0,00025 s-1, respectivement, en utilisant Shimadzu AG-X universal appareil de test. Un extensomètre a été utilisé pour les essais à température ambiante. Pour la traction à 500 °C, les éprouvettes ont été chauffées à 500 °C pendant 5 minutes avant le chargement. Les données de traction présentées sont une moyenne de cinq mesures pour chaque condition de test.

Comment citer cet article : Hu, J. et al. Superplasticité à basse température et stabilité thermique d'un acier microallié bas carbone nanostructuré. Sci. Rep. 5, 18656; doi : 10.1038/srep18656 (2015).

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Les auteurs apprécient le soutien financier du Programme national de R&D en haute technologie (Programme 863) n° 2015AA03A501. RDK Misra reconnaît le soutien du Département de génie métallurgique, des matériaux et biomédical de l'Université du Texas à El Paso, aux États-Unis.

Laboratoire d'État de laminage et d'automatisation, Northeastern University, Shenyang, 110819, Chine

J. Hu, L.-X. Du, G.-S. Sun & H.Xie

Department of Metallurgical, Laboratory for Excellence in Advanced Steel Research, Metallurgical and Materials Engineering Program, Materials and Biomedical Engineering University of Texas at El Paso, 79968-0521, TX, USA

RDK Misra

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JH, G.-SS, HX et L.-XD ont conçu et conçu les expériences basées sur les travaux récents du RDKM sur les aciers inoxydables qui impliquaient une déformation à froid sévère et un recuit pour obtenir la structure NG/UFG. JH a analysé les données de séquence et a rédigé l'article. JH, L.-XD et RDKM ont proposé les mécanismes. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Les auteurs déclarent une absence d'intérêts financiers en compétition.

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Réimpressions et autorisations

Hu, J., Du, LX., Sun, GS. et coll. Superplasticité à basse température et stabilité thermique d'un acier microallié bas carbone nanostructuré. Sci Rep 5, 18656 (2016). https://doi.org/10.1038/srep18656

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Reçu : 16 juin 2015

Accepté : 18 novembre 2015

Publié: 21 décembre 2015

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

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