Influencia de las inestabilidades de las bandas de deformación en la producción a pequeña escala de un Mg - Tecnologías Co., Ltd de Guangdong BoldFrontier

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 5767 (2023) Citar este artículo

715 Accesos

1 Altmetric

Detalles de métricas

Se observa que las bandas de deformación que se propagan acomodan la plasticidad inicial en una aleación Mg-1.5Nd tal como se extruyó bajo tensión utilizando correlación de imagen digital. Las bandas que se propagan causan una meseta poco común en la respuesta de tensión-deformación de la aleación antes de restaurar un endurecimiento por trabajo decreciente común con una mayor deformación. Los efectos de las bandas de deformación y la meseta subyacente en la tensión de flujo en la fluencia a pequeña escala se investigan durante la fatiga de ciclo bajo (LCF) y la tensión de muestras con muescas. Se observa que la formación/desaparición alterna de bandas de deformación en la sección de calibre de las muestras LCF tal como se extruyeron durante la prueba reduce la vida útil en comparación con las muestras recocidas que no presentan inestabilidades. Por el contrario, las bandas desvían la zona plástica por delante de la muesca desde el plano principal ortogonal a la carga aplicada, lo que induce un efecto positivo en la tenacidad de la aleación.

Las aleaciones en las que se produce el llamado fenómeno del punto de fluencia exhiben una etapa de meseta característica, es decir, una tensión de flujo casi constante en la fluencia1,2. La deformación plástica en la meseta tiene lugar localmente a través de inestabilidades como las bandas de deformación, a menudo denominadas bandas de Lüders3,4. Si bien estos fenómenos de inestabilidad plástica se observan con frecuencia en los aceros dulces durante la deformación por tracción5,6, son menos comunes en las aleaciones de Mg7,8,9. Tradicionalmente, el flujo de plástico no homogéneo en las aleaciones de Mg se asoció en gran medida con la avalancha de actividad de torcedura de extensión localizada10,11. El maclado, como mecanismo de deformación importante en Mg, depende de la ruta de carga en relación con la orientación del cristal de grano12,13,14,15. Específicamente, la deformación de aleaciones de Mg altamente texturizadas en compresión a lo largo de la dirección de extrusión o laminación está dominada por maclas por extensión16,17,18. También podrían ocurrir cascadas gemelas donde los gemelos en un grano estimulan los gemelos en los granos vecinos a través del límite del grano11,19,20,21,22. Dado que el maclado por extensión causa poco endurecimiento por deformación en las aleaciones de Mg23,24,25,26, la aparición de un maclado profuso, también conocido como formación de bandas gemelas, podría inducir una meseta en la respuesta mecánica27.

En lugar de maclas, recientemente se han identificado fenómenos de inestabilidad plástica inducidos por dislocaciones en algunas aleaciones de Mg, específicamente aquellas que contienen elementos de tierras raras7,9,28,29,30,31. Al igual que en los aceros, la interacción entre átomos de soluto y/o pequeños precipitados y dislocaciones en Mg puede influir fuertemente en el comportamiento del flujo y puede conducir a inestabilidades plásticas detectables a escala macroscópica28. Aunque se describió por primera vez hace más de 150 años, los estudios sobre inestabilidades plásticas se han llevado a cabo principalmente en aceros32 y otros metales cúbicos centrados en el cuerpo (bcc)33. El número de estudios sobre este tema en aleaciones de Mg es limitado. Dado el creciente interés en las aleaciones ligeras34,35,36,37, ahora es de interés comprender la naturaleza y las consecuencias de los fenómenos de inestabilidad plástica en las aleaciones de Mg.

Las inestabilidades plásticas se consideran fenómenos indeseables durante las operaciones de conformado debido a las irregularidades superficiales que crean, conocidas como deformaciones en camilla, Luders o bandas de Hartman38. Queda por determinar si algún efecto positivo que estas inestabilidades puedan ofrecer al comportamiento de las aleaciones de Mg. En las pruebas de fatiga cíclica baja (LCF), las amplitudes de deformación generalmente se establecen por debajo del 3%39,40,41. En las pruebas de tenacidad a la fractura, la zona plástica delante de la punta de la grieta se utiliza para evaluar la tenacidad intrínseca42. Estas dos pruebas involucran una pequeña cantidad de deformación plástica y una deformación plástica localizada, respectivamente. Dado que es probable que los fenómenos de inestabilidad plástica influyan en tales propiedades de fluencia a pequeña escala, este trabajo aquí investiga el LCF y la tenacidad de la aleación de Mg–1.5Nd que exhibe los fenómenos observados28.

La aleación que contenía 1,5% en peso de Nd se fundió de forma convencional y luego se extruyó en caliente a 300 ºC en barras de 12 mm de diámetro. Si bien utilizamos una pureza del 99,95 % de Mg puro para crear la aleación, la Tabla 1 detalla la composición de la aleación. La microestructura inicial de la aleación tal como se extruyó se proporciona en la Fig. 1. La microestructura consta de granos equiaxiales con un tamaño de grano promedio de ~ 4,3 μm predominantemente orientados en una textura denominada "tierra rara". En28 se proporcionan más detalles sobre la microestructura derivada de la difracción retrodispersada de electrones (EBSD), la microscopía electrónica de transmisión (TEM) y la difracción de rayos X sincrotrón. Algunas muestras se sometieron a un breve recocido a 375 °C durante 15 min. La idea detrás de este recocido era eliminar o al menos minimizar el efecto de la banda de corte sin comprometer el límite elástico. Dado que el tiempo de recocido fue relativamente corto, no provocó cambios apreciables en la estructura y textura del grano en comparación con el material extruido. Por lo tanto, no se proporciona un mapa del material recocido. Sin embargo, el recocido fue suficiente para alterar los grupos de solutos y los precipitados metaestables más allá del tamaño crítico para disminuir la fijación de las dislocaciones. Por lo tanto, el paso de recocido eliminó efectivamente el fenómeno del límite elástico sin comprometer la resistencia de la aleación. La fijación de la dislocación en la aleación es causada por pequeños precipitados metaestables de ~ 5 nm y grupos de solutos, como se detalla en nuestro trabajo anterior18. El material también se recoció a 400 °C y a 485 °C durante 15 min, 30 min y 60 min y se probó en tensión hasta la fractura. Los resultados mostraron que la resistencia se reduce con la temperatura de recocido y el tiempo de recocido.

Mapa de figura de polo inverso (IPF) que muestra la microestructura inicial de la aleación Mg-1.5Nd. La dirección de la muestra perpendicular a los mapas es perpendicular a ED como se indica en el triángulo IPF estándar. Los colores en los mapas IPF representan la orientación de la perpendicular al eje de la muestra ED con respecto al marco de la red cristalina de acuerdo con la coloración en el triángulo estándar IPF.

Muestras planas con dimensiones de sección de calibre de 5,0 mm (L) × 4,0 mm (W) × 2,0 mm (T) y muestras redondas con dimensiones de calibre de 25,0 mm (L) × 7,0 mm (D) se cortaron de las barras de extrusión usando electricidad. mecanizado por descarga (EDM) y torneado, respectivamente. Posteriormente, todos los especímenes se sometieron a un tratamiento superficial de pulido de todos los lados utilizando papeles de SiC de hasta 1200 granos. Además, se mecanizó una muesca con un radio de 1 mm en un conjunto de muestras planas. Las pruebas se repitieron al menos dos veces para garantizar que los resultados mostraran suficiente similitud en las características mecánicas y los fenómenos observados. El eje de carga era paralelo a la dirección de extrusión (ED). Las muestras planas se analizaron con una microplataforma Gatan, mientras que las muestras redondas se analizaron con una máquina MTS servohidráulica Landmark 270. Se utilizó DIC para registrar los datos de desplazamiento/deformación/velocidad de deformación. Para ello, se aplicó un patrón de motas sobre las superficies con pintura en spray Rust-Oleum con puntos negros sobre fondo blanco. Las imágenes se capturaron con una cámara Point Gray con lente de distancia focal fija y espaciadores de extensión para variar la distancia focal total. Se utilizó el software PointGrey FlyCap2 para la grabación de imágenes y VIC-2D v.6 para el posprocesamiento de los datos. La velocidad de deformación fue de 0,001/s para todas las pruebas del presente trabajo.

Comenzamos mostrando los resultados de pruebas de tensión simples utilizando muestras planas junto con un sistema DIC para caracterizar las características de deformación de los fenómenos de inestabilidad plástica. La figura 2a muestra una curva típica de tensión-deformación de la aleación durante una carga de tracción cuasiestática. La Figura 2b magnifica la porción cercana a ceder. Se puede ver una etapa de meseta en la curva de tensión-deformación en la fluencia, que está asociada con la deformación no homogénea de la aleación. La Figura 2c-f muestra los campos de deformación registrados con DIC que correlacionan la fluencia y el desarrollo de bandas de deformación. Las localizaciones de deformación en forma de lengua se desarrollan primero en la región cercana a la transición de la sección de agarre a la sección de calibre de la muestra mientras se acerca a la fluencia macroscópica (Fig. 2d). Tras múltiples localizaciones de este tipo (Fig. 2e), una banda se propaga a lo largo de todo el ancho de la muestra en ~ 45 ° a la dirección de carga que conecta las localizaciones de abajo hacia arriba (Fig. 2e). Finalmente, la curva predomina elevando la deformación local a 0,012, mientras que el resto de localizaciones se desvanecen.

( a ) Curva de tensión-deformación de la aleación Mg-1.5Nd junto con (b) una porción ampliada gobernada por los fenómenos del punto de fluencia. ( c – f ) Campos de deformación DIC (εyy) en toda la sección de calibre de la muestra en la que los óvalos discontinuos resaltan las localizaciones de deformación elastoplástica en forma de lengüeta antes de la formación de una banda de deformación dominante.

Como las imágenes en la Fig. 2d-f se registraron con una resolución de tiempo conocida de 143 ms (ms), se estimó la velocidad de propagación de la banda. Como la longitud de la banda medida con DIC era de unos 6 mm, la velocidad se puede estimar en 6 mm en 286 ms = 0,021 m/s. Este valor es al menos un orden de magnitud menor que la velocidad de propagación gemela, que anteriormente se estableció en 0,1–10 m/s43. Si bien tanto el maclado como el bandeado son deformaciones de corte, la diferencia de velocidades se atribuye a la diferencia de escalas de los fenómenos. El maclado es un mecanismo que involucra la propagación del corte a través de un solo grano o sub-grano, mientras que la banda involucra un 'desprendimiento' similar a una cascada de dislocaciones y la propagación colectiva del corte a través de un agregado policristalino como se muestra en28.

Para ilustrar la propagación de la banda bajo tensión, presentamos campos de tasa de deformación DIC (dεyy/dt) en la Fig. 3. La figura ilustra un mayor desarrollo de la inestabilidad plástica tras la formación. Evidentemente, la banda se propaga en ambas direcciones (Fig. 3c). Los campos instantáneos muestran que la deformación se produce entre los dos frentes de la banda (es decir, dentro de la banda), mientras que el resto del material permanece elástico. Sin embargo, la velocidad de deformación en los frentes de la banda es aproximadamente dos veces mayor que en el interior de la banda. A medida que la banda se hace cargo de toda la sección del calibre (Fig. 3g), la aleación restaura una tasa de endurecimiento por deformación decreciente común con una mayor deformación plástica. Por lo tanto, la deformación dentro de la meseta es compensada por la propagación de la banda. Como se muestra en 28, la nucleación y propagación de la banda no interfiere con la macla por deformación. El mecanismo se atribuyó principalmente al desprendimiento en cascada de dislocaciones inmovilizadas. Tal comportamiento de dislocaciones da como resultado la nucleación y propagación de la banda como se muestra en las Figs. 2f y 3b–f respectivamente.

Campos de velocidad de deformación DIC (dεyy/dt) que ilustran el desarrollo de inestabilidades plásticas de (a) ε = 0 a (b) ε = 0,00183, (c) ε = 0,00188, (d) ε = 0,0045, (e) ε = 0,009 , (f) ε = 0,01, (g) ε = 0,025 y (h) ε = 0,1.

La figura 4 compara los campos de deformación desarrollados bajo tensión de una muestra tal como se extruyó frente a una muestra que se sometió a recocido. Se sabe que el recocido elimina el fenómeno del punto de fluencia excepto en algunos materiales de grano ultrafino o nanograno producidos por deformación plástica severa con tamaños de grano inferiores a 1 µm44. Los campos confirman que la muestra no recocida se deforma por la formación de una banda de deformación orientada ~ 45° con respecto a la dirección de la carga, mientras que la muestra recocida no muestra formación de una banda de deformación sino una localización de deformación regular en el medio de la sección de calibre debido a la mayor triaxialidad en el centro de la muestra.

Campos de deformación DIC εyy bajo tensión a ~ 0.01 deformación real que ilustran las diferencias en la deformación entre (a) aleación de Mg-1.5Nd extruida y (b) aleación de Mg-1.5Nd recocida a 375 °C durante 15 min.

El papel de las inestabilidades de las bandas de deformación en la producción a pequeña escala de una aleación de Mg-Nd se estudia mediante la realización de ensayos LCF y tensión de probetas con muescas. Primero, exploramos el comportamiento de la inestabilidad plástica bajo carga cíclica y su influencia en LCF de la aleación. La Figura 5 presenta los resultados de una prueba LCF de tensión-compresión completamente invertida para una muestra redonda no recocida de aleación de Mg-1.5Nd. La carga se aplicó con una amplitud de deformación de 0,0125. En la Fig. 5a, la curva roja corresponde al primer ciclo completamente invertido y las letras rojas corresponden a los campos de tensión DIC presentados en la Fig. 5b-e. Las curvas negras en la Fig. 5a corresponden a ciclos posteriores. La meseta de fluencia apareció tanto en la primera tensión directa como en las primeras cargas de compresión inversa, después de lo cual desapareció. El material recocido no muestra tal meseta.

( a ) Curva de tensión-deformación registrada durante la carga cíclica de tensión-compresión de la aleación tal como se extruyó. Campos de deformación DIC εyy durante el primer ciclo de carga: inicial (b), a máxima tensión (c), descargado a 0 deformación (d) y a máxima compresión (e). Campos de deformación DIC εyy a tensión máxima (f) y compresión máxima (g) durante los ciclos 1, 2 y 10. Distribuciones de deformación εyy a lo largo de la sección de calibre de la muestra después de los ciclos 1, 2 y 10 a (h) tensión máxima e (i) a compresión máxima.

La banda de deformación apareció en la parte inferior de la sección del calibre y se propagó hacia el otro extremo, alcanzando un máximo local de ~ 0.02 de tensión de tracción εyy (Fig. 5c, h). La banda se desvaneció progresivamente durante el proceso de descarga hasta el punto en que desapareció por completo (Fig. 5d). Tras la carga de compresión, se formó una nueva banda de compresión en la parte superior de la muestra que alcanzó un máximo local similar de - 0.02 εyy deformación (Fig. 5e, i). La apariencia alterna de las bandas de deformación por tracción y compresión durante las siguientes cargas cíclicas se repitió en un patrón similar (Fig. 5f, g), pero la extensión de tal inestabilidad plástica fue disminuyendo progresivamente. Después del décimo ciclo, la banda se 'estabiliza' y ya no se reduce en tensión máxima; se observa la aparición y desaparición repetitiva de la banda hasta la fractura de la muestra. Este comportamiento de deformación cíclica único, asociado con las inestabilidades plásticas, no se informó en estudios anteriores. Curiosamente, el comportamiento localizado de la banda observado por DIC no se refleja en la curva cíclica de tensión-deformación desde el segundo ciclo en adelante, ya que no hay una meseta de rendimiento en la curva de tensión-deformación.

El comportamiento observado resulta del deslizamiento de dislocaciones en los materiales que es responsable de la presencia del fenómeno del punto de fluencia. En el primer ciclo de carga, los precipitados metaestables fijan las dislocaciones y su desbloqueo colectivo provoca una fácil fluencia. El planeo regular 'sin fijar' predomina a partir del segundo ciclo. Después de soltarse durante el primer ciclo, es probable que las dislocaciones se corten sobre el mismo camino una y otra vez durante la deformación cíclica, de modo que los precipitados no ofrezcan resistencia al deslizamiento de las dislocaciones. Esencialmente, el deslizamiento de las dislocaciones es cada vez más fácil con los ciclos porque se han superado obstáculos en el mismo camino durante el ciclo anterior.

Se realizó una serie de pruebas LCF que involucraban tres amplitudes de deformación en especímenes recocidos y no recocidos de la aleación para evaluar el efecto de las inestabilidades plásticas en la vida útil de la aleación. Los resultados que muestran la vida útil de LCF se resumen en la Tabla 2, mientras que una tabla más detallada de parámetros junto con gráficos de amplitudes de tensión se muestran en el material complementario del documento. Como se puede ver, las muestras no recocidas que se deforman con las inestabilidades plásticas tienen una vida de fatiga más corta en un 20-60% en comparación con la aleación recocida, con una diferencia mayor a amplitudes de deformación más bajas. Como se muestra en la Fig. 5, las bandas de deformación provocan una deformación de aproximadamente la mitad de la sección de calibre a un nivel de deformación aproximadamente dos veces mayor que el aplicado en lugar de distribuir la deformación uniformemente sobre toda la sección de calibre. Este último es el comportamiento normal del material recocido. Con cada ciclo, la misma región del espécimen se deforma mucho repetidamente mientras que el resto del material permanece elástico. Se puede trazar una analogía con un efecto conocido de la deformación media sobre la vida de fatiga. Para una amplitud de deformación dada, la vida de fatiga será la más baja para un espécimen ciclado solo en tensión (la deformación media es positiva), seguido de un ciclo con deformación media igual a 0 (tensión-compresión completamente invertida), y la vida más alta será para ciclado solo en compresión (la deformación media es negativa)39,45. Por tanto, el comportamiento de deformación con inestabilidades plásticas influye negativamente en la vida a fatiga dado que una parte de la probeta experimenta únicamente tensión.

Para evaluar el efecto de la inestabilidad plástica sobre la tenacidad de la aleación, se realizaron ensayos de tracción con probetas con muescas de la aleación extruida y recocida. Las curvas de carga-desplazamiento junto con una comparación entre los campos para las muestras extruidas versus recocidas se proporcionan en la figura 6. La figura 7 presenta los campos de deformación DIC εyy para la muestra extruida. De manera similar a los campos bajo tensión de las muestras sin muescas, se observó la formación de localizaciones elastoplásticas en forma de lengüeta justo antes de la propagación de la banda. Se espera una localización de la tensión antes de la muesca, pero su forma irregular y asimétrica no es típica42. Al llegar a ceder, la primera banda se propaga en el lado de la muesca opuesto al lugar de la localización (Fig. 7). Se observó una caída de carga en la curva de carga-desplazamiento, seguida de una pequeña porción de endurecimiento lineal. Como resultado de tales inestabilidades, una trayectoria de menor resistencia se desvía del plano principal de modo I ortogonal a la dirección de carga aplicada. Posteriormente, la segunda banda de corte se nuclea en el otro lado de una muesca (Fig. 7d), lo que provoca otra caída de la carga y, con un mayor aumento de la deformación, ambas bandas aumentan de ancho. Una vez que ambas bandas están completamente desarrolladas, la zona plástica delante de la muesca toma una forma relativamente simétrica, lo que significa que la aleación se comporta de manera común con un endurecimiento seguido por la aparición y propagación de una grieta en la última etapa de deformación.

( a ) Comparación de las curvas de carga-desplazamiento (P-δ) registradas durante la tensión de especímenes recocidos y extruidos con muescas de la aleación Mg-1.5Nd. (b-e) Campos de deformación DIC εyy que ilustran los campos al comienzo de la deformación (b, c) y al comienzo de la nucleación de grietas (d, e). Estos se indican mediante corchetes en (a): como muestras extruidas (izquierda) y muestras recocidas (derecha). Tenga en cuenta la similitud de los campos de tensión en (d y e) con una localización de tensión ligeramente superior en la muestra recocida.

Campos de deformación DIC (εyy) durante la tensión de una muestra con muescas de aleación Mg–1.5Nd tal como se extruyó con los siguientes desplazamientos (δ): (a) δ = 0, (b) δ = 0,075, (c) δ = 0,076, (d) δ = 0,125, (e) δ = 0,75 y (f) δ = 0,8.

Las curvas de carga-desplazamiento de los especímenes con muescas con y sin recocido se superponen después de la porción de fluencia inicial, lo que confirma que los fenómenos de bandas de deformación afectan principalmente la etapa temprana de la deformación cercana a la fluencia. Una vez que las bandas se han propagado por completo, la aleación extruida se comporta como la aleación recocida sin inestabilidades plásticas. Sin embargo, la nucleación de grietas en la aleación recocida se observa antes en comparación con la aleación extruida. Además, se observa una localización de la deformación ligeramente mayor en la muestra recocida en comparación con la no recocida, que está más extendida. Aunque estas diferencias no son prominentes, pueden ser signos de un efecto positivo de las bandas en la tenacidad. Tradicionalmente se considera que la propiedad de tenacidad representa una combinación de resistencia y ductilidad, las dos propiedades que son mutuamente excluyentes en general. La aleación utilizada en el presente estudio, que presenta un alargamiento de > 40 %, hace que la etapa del punto de fluencia de alrededor del 2,5 % sea insignificante en toda la deformación plástica. Por el contrario, si se considera una aleación mucho más fuerte pero menos dúctil, la inestabilidad plástica podría dominar la deformación y causar un efecto mucho mayor en las propiedades, incluido un efecto positivo sustancial en la tenacidad. Para concluir, indicamos que aunque las pruebas realizadas con especímenes con muesca no representan pruebas válidas de tenacidad a la fractura debido a la simplificación de la geometría de la muestra, los experimentos realizados aquí infieren que las ecuaciones de la Mecánica de Fractura Continua fallarían al describir los campos mecánicos cerca de la muesca debido a la gran asimetría/heterogeneidad impulsada por las inestabilidades.

En resumen, mostramos varias observaciones experimentales novedosas de inestabilidades plásticas en una aleación de Mg y evaluamos su influencia en el comportamiento mecánico de la aleación en un régimen de fluencia a pequeña escala. En particular, observamos la formación y propagación de bandas de deformación localizadas bajo tensión de especímenes estándar y con muescas y carga cíclica. La nucleación de una banda de deformación bajo tensión está precedida por una formación de heterogeneidades de localización de deformación elastoplástica en forma de lengüeta. Tras la nucleación, las bandas de deformación se propagan a lo largo de todo el ancho de las muestras, a lo que sigue la banda que se ensancha con más tensión. Bajo carga cíclica, la banda de deformación se forma en tensión pero luego desaparece durante la descarga y se forma una nueva banda en una región diferente bajo compresión. Tal deformación no homogénea se repite durante la carga cíclica y afecta adversamente la vida de fatiga de la aleación. No obstante, las inestabilidades plásticas desvían la zona plástica por delante de la muesca desde el plano principal ortogonal a la carga aplicada, lo que induce algún efecto positivo en la tenacidad de la aleación.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente a pedido razonable.

Khan, T., Rabinovitch, M., Stohr, JF, Trottier, JP y Bibring, H. Sobre el fenómeno del punto de fluencia en compuestos. Scr. Metal. 7(7), 727–730. https://doi.org/10.1016/0036-9748(73)90122-1 (1973).

Artículo CAS Google Académico

Van Petegem, S., Zimmermann, J. & Van Swygenhoven, H. Fenómeno del punto de fluencia durante el cambio de velocidad de deformación en Ni-Fe nanocristalino. Scr. Mate. 65(3), 217–220. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2011.04.007 (2011).

Artículo CAS Google Académico

Schwab, R. & Ruff, V. Sobre la naturaleza del fenómeno del punto de fluencia. Acta Mater. 61(5), 1798–1808. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2012.12.003 (2013).

Artículo ADS CAS Google Académico

He, BB, Liang, ZY & Huang, MX Investigación de nanoindentación sobre el inicio del fenómeno del punto de fluencia en un acero de Mn medio. Scr. Mate. 150, 134–138 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Liang, ZY, Cao, ZH, Lu, J., Huang, MX y Tasan, CC Influencia de las microestructuras de acero de doble fase y Mn medio coexistentes en la ductilidad y la formación de bandas de Lüders. Acta Mater. 221, 117418. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117418 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Luo, H. et al. Interacciones de nanoprecipitados, austenita metaestable y bandas de Lüders en un acero al manganeso con medio contenido de carbono ultrabajo con dependencia anormal de la resistencia a la fragilización por hidrógeno. Materialia 22, 101380. https://doi.org/10.1016/j.mtla.2022.101380 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Pei, R., Woo, SK, Yi, S. y Al-Samman, T. Efecto de los grupos de solutos sobre la inestabilidad plástica en aleaciones de magnesio. Mate. ciencia Ing. A 835, 142685. https://doi.org/10.1016/J.MSEA.2022.142685 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Muransky, O., Barnett, MR, Luzin, V. & Vogel, S. Sobre la correlación entre el maclado de deformaciones y la deformación tipo Luders en una aleación de Mg extruida: difracción de neutrones in situ y modelado EPSC4. Mate. ciencia Ing. A-Estructura. Mate. Prop. Microestructura. Proceso. 527(6), 1383–1394. https://doi.org/10.1016/j.msea.2009.10.018 (2010).

Artículo CAS Google Académico

Bi, G. et al. Microestructura y fenómeno de fluencia de una aleación Mg-Y-Cu extruida con fase LPSO. J. Tierras raras https://doi.org/10.1016/J.JRE.2022.01.011 (2022).

Artículo Google Académico

Paudel, Y. et al. Caracterización y modelado de 101¯ 2 twin banding en magnesio. Acta Mater. 183, 438–451 (2020).

Artículo ADS CAS Google Académico

Barnett, MR, Nave, MD y Ghaderi, A. Elongación del punto de fluencia debido al maclado en una aleación de magnesio. Acta Mater. 60(4), 1433–1443 (2012).

Artículo ADS CAS Google Académico

Xie, C. et al. Efecto de las tensiones locales del hermanamiento primario sobre el hermanamiento doble, la intersección de gemelos y su competencia. Mate. ciencia Ing. A 769, 138498. https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.138498 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Mokdad, F., Chen, DL & Li, DY Interacciones gemelo-gemelo y formación de gemelos de contracción en una aleación de magnesio extruida sujeta a una alteración de la dirección de compresión. J. Aleaciones Compd. 737, 549–560. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2017.12.043 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Alam, ME et al. Aleación de magnesio diluido de alta resistencia libre de tierras raras y aluminio. ciencia Rep. https://doi.org/10.1038/s41598-020-72374-z (2020).

Artículo PubMed PubMed Central Google Académico

Tam, KJ et al. Modelado de los efectos de temperatura y textura sobre los mecanismos de deformación de la aleación de magnesio AZ31. En t. J. Mec. ciencia 182, 105727. https://doi.org/10.1016/j.ijmecsci.2020.105727 (2020).

Artículo Google Académico

Beyerlein, IJ, Capolungo, L., Marshall, PE, McCabe, RJ & Tomé, CN Análisis estadísticos de la deformación por maclado en magnesio. Filosofía revista 90(16), 2161–2190 (2010).

Artículo ADS CAS Google Académico

Vasilev, E., Ferreri, NC, Decker, R., Beyerlein, IJ y Knezevic, M. Sensibilidad de la velocidad de deformación, asimetría de tensión-compresión, relación r, maclado y evolución de la textura de una aleación de magnesio laminada Mg–1.3Zn –0,4Ca–0,4Mn. Metal. Mate. Trans. A 51(8), 3858–3868. https://doi.org/10.1007/s11661-020-05841-x (2020).

Artículo CAS Google Académico

Vasilev, E. & Knezevic, M. Papel de las heterogeneidades microestructurales en la formación de daños y fracturas de Mg oligocristalino bajo carga de tracción. Mate. ciencia Ing. https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.142096 (2021).

Artículo Google Académico

Chelladurai, I. et al. Modelado de la transmisión de gemelos transgranos en AZ31 a través de un modelo autoconsistente viscoplástico basado en vecindarios. En t. J. Plast. 117, 21–32. https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2018.03.012 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Knezevic, M. et al. Hermanamiento por deformación en AZ31: Influencia en el endurecimiento por deformación y la evolución de la textura. Acta Mater. 58(19), 6230–6242 (2010).

Artículo ADS CAS Google Académico

Jahedi, M., McWilliams, BA, Kellogg, FR, Beyerlein, IJ y Knezevic, M. Comportamiento de deformación dependiente de la velocidad y la temperatura de la aleación de tierras raras de magnesio WE43 recién fundida fabricada mediante fundición por enfriamiento directo. Mate. ciencia Ing. A 712, 50–64. https://doi.org/10.1016/j.msea.2017.11.092 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Jahedi, M., Ardjmand, E. & Knezevic, M. Métricas de microestructura para la evaluación cuantitativa del tamaño y la dispersión de partículas: aplicación a compuestos de matriz metálica. Tecnología en polvo. 311, 226–238. https://doi.org/10.1016/j.powtec.2017.01.093 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Jahedi, M., McWilliams, BA, Moy, P. & Knezevic, M. Hermanamiento por deformación en aleación de magnesio de tierras raras WE43-T5 laminada: Influencia en el endurecimiento por deformación y la evolución de la textura. Acta Mater. 131, 221–232. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2017.03.075 (2017).

Artículo ADS CAS Google Académico

Feather, WG, Savage, DJ y Knezevic, M. Un modelo de elementos finitos de plasticidad cristalina que incorpora sensibilidades de velocidad de deformación inherentes a los mecanismos de deformación: aplicación a la aleación AZ31. En t. J. Plast. 143, 103031. https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2021.103031 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Pluma, WG et al. Respuesta mecánica, maclado y evolución de la textura de la aleación de tierras raras y magnesio WE43 en función de la velocidad de deformación: Experimentos y modelado de plasticidad cristalina multinivel. En t. J. Plast. 120, 180–204. https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2019.04.019 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Salvaje, DJ et al. Comportamiento mecánico y evolución de la textura de la aleación de magnesio y tierras raras WE43 en la prueba de barra de presión de Hopkinson dividida y cilindro de impacto de Taylor. En t. J. Impacto Ing. 143, 103589. https://doi.org/10.1016/j.ijimpeng.2020.103589 (2020).

Artículo Google Académico

Anten, K. & Scholtes, B. Formación de bandas gemelas macroscópicas y deformación no homogénea durante la carga cíclica de tensión-compresión de la aleación forjada con Mg AZ31. Mate. ciencia Ing. A 746, 217–228. https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.01.033 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Wang, J. et al. Inestabilidad plástica inducida por dislocaciones en una aleación de magnesio que contiene tierras raras. Materialia 15, 101038 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Li, RG et al. Fenómeno de fluencia a temperatura ambiente en aleación Mg–14Gd–2Ag–0.5Zr extruida y/o envejecida con microestructura de grano fino. Mate. ciencia Ing. A 787, 139551. https://doi.org/10.1016/J.MSEA.2020.139551 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Jahedi, M., McWilliams, BA y Knezevic, M. Mecanismos de deformación y fractura en aleación de tierras raras y magnesio WE43 fabricadas por fundición y laminación con enfriamiento directo. Mate. ciencia Ing. A 726, 194–207. https://doi.org/10.1016/j.msea.2018.04.090 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Ghorbanpour, S., McWilliams, BA y Knezevic, M. Efecto de los tratamientos térmicos de trabajo en caliente y envejecimiento sobre el comportamiento monotónico, cíclico y de fatiga de la aleación de magnesio WE43. Mate. ciencia Ing. A 747, 27–41. https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.01.056 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Hall, fenómenos de punto de rendimiento de EO en metales y aleaciones (Springer, 2012).

Google Académico

Gaal, I., Tóth, AL, Uray, L. y Harmat, P. Prueba distintiva para alambres de tungsteno con diferentes propiedades de división. En t. J. Refractar. Reunió. Materia dura. 24(4), 325–331. https://doi.org/10.1016/J.IJRMHM.2005.10.005 (2006).

Artículo CAS Google Académico

Ciach, R. (ed.) vol. 59 (Primavera, 1998). https://doi.org/10.1007/978-94-015-9068-6.

Libro Google Académico

Flower, HM Aleaciones ligeras: Metalurgia de los metales ligeros. En t. Mate. Rev. https://doi.org/10.1179/095066092790150876 (2012).

Artículo Google Académico

Risse, M. et al. Efectos de la temperatura elevada sobre la anisotropía plástica de una aleación de Mg-4 Wt Pct Li extruida: Experimentos y modelado de policristales. Metal. Mate. Trans. A 48(1), 446–458 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Nugmanov, D. et al. Origen de la anisotropía plástica en aleaciones de Mg-Zn-Zr de grano (ultra)-fino procesadas por forja y laminación isotérmica en varios pasos: Experimentos y modelado. Mate. ciencia Ing. A 713, 81–93. https://doi.org/10.1016/j.msea.2017.12.045 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Young, CM, Walser, B., Abrahamson, EP II. & Sherby, OD Eliminación del fenómeno del punto de fluencia en acero dulce mediante trabajo en caliente. Scr. Metal. 9(1), 35–38 (1975).

Artículo CAS Google Académico

Ghorbanpour, S., Mcwilliams, BA y Knezevic, M. Comportamiento de fatiga de ciclo bajo de la aleación de magnesio WE43-T5 laminada. Fractura de fatiga. Ing. Mate. Estructura. 42(6), 1357–1372 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Gribbin, S., Bicknell, J., Jorgensen, L., Tsukrov, I. y Knezevic, M. Comportamiento de fatiga de ciclo bajo de la aleación de Inconel 718 sinterizada por láser de metal directo. Int. J. Fatiga 93 (Parte 1), 156–167. https://doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2016.08.019 (2016).

Artículo CAS Google Académico

Ghorbanpour, S. et al. Un modelo de plasticidad cristalina que incorpora los efectos de los precipitados en superaleaciones: aplicación a la deformación por tracción, compresión y cíclica de Inconel 718. Int. J. Plast. 99 (Suplemento C), 162–185. https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2017.09.006 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Ritchie, RO Los conflictos entre fuerza y tenacidad. Nat. Mate. 10, 817–822. https://doi.org/10.1038/NMAT3115 (2011).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Vinogradov, A. et al. Sobre los límites de detectabilidad de emisión acústica para hermanamiento. Mate. Letón. 183, 417–419 (2016).

Artículo CAS Google Académico

Liu, M. et al. Lograr excelentes propiedades mecánicas en acero inoxidable tipo 316 adaptando el tamaño de grano en nanoestructuras homogéneamente recuperadas o recristalizadas. Acta Mater. 226, 117629. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2022.117629 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Dimatteo, ND y Lampman, SR Manual de ASM: vol. 19 Fatiga y Fractura, (1996).

Descargar referencias

Esta investigación fue patrocinada por la Fundación Nacional de Ciencias de EE. UU. bajo la subvención CAREER no. CMMI-1650641 y por el Laboratorio de Investigación del Ejército DEVCOM bajo el Acuerdo de cooperación No. W911NF-21-2-0149.

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad de New Hampshire, Durham, NH, 03824, EE. UU.

Evgenii Vasilev y Marko Knezevic

Centro Nacional de Investigación de Ingeniería de Formación de Redes de Aleación Liviana, Universidad Jiao Tong de Shanghái, Shanghái, 200240, China

Jie Wang y Gaoming Zhu

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

EV Metodología, Validación, Análisis formal, Investigación, Redacción - Borrador original JW Metodología, Validación, Análisis formal, Investigación, Redacción - Borrador original GZ Metodología, Investigación, Redacción - Revisión y edición MK Conceptualización, Metodología, Recursos, Redacción - Revisión y edición , Supervisión, Administración de proyectos, Adquisición de fondos.

Correspondencia a Marko Knezevic.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso abierto Este artículo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, el intercambio, la adaptación, la distribución y la reproducción en cualquier medio o formato, siempre que se otorgue el crédito correspondiente al autor o autores originales y a la fuente. proporcionar un enlace a la licencia Creative Commons e indicar si se realizaron cambios. 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 una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la regulación legal o excede el uso permitido, deberá obtener el permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

Vasilev, E., Wang, J., Zhu, G. et al. Influencia de las inestabilidades de las bandas de deformación en el rendimiento a pequeña escala de una aleación de Mg-Nd revelada por la correlación de imágenes digitales in situ. Informe científico 13, 5767 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-33072-8

Descargar cita

Recibido: 01 Diciembre 2022

Aceptado: 06 abril 2023

Publicado: 08 abril 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-33072-8

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

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.