引言
純鈦因具有耐腐蝕性能好、比強度高以及可加工性好等優點,被廣泛應用于汽車、航空航天、軍事和生物工程等領域[1-4]。其中,以α鈦為基的工業純鈦是一種滑移系較少、對稱性較差的密排六方(Hexagonal Close-Packed,HCP)晶體結構金屬。經過軋制形變處理的鈦材在組織結構上會產生晶體的擇優取向即織構,使得軋制鈦材表現出明顯的平面各向異性。NASIRI-ABARBEKOHH等[5]研究了不同軋制變形量對多晶純鈦力學性能各向異性的影響,研究結果表明,中低變形量下純鈦的微觀組織細化和機械孿晶對拉伸性能的各向異性行為影響較小,而在高變形量(>50%)下,基面織構的分裂分布以及機械纖維化對力學性能的各向異性響應影響顯著,并且與中低程度變形相比,軋向(Rolling Direction,RD)試樣具有比橫向(Transeverse Direction,TD)試樣更大的強度。迄今為止,針對鈦合金的力學性能[6-9]、晶粒織構[10-12]以及微觀組織形貌[13-17]已經開展了大量工作與研究,表明鈦合金構件微觀組織的變化對其力學性能具有顯著影響。
作為一種高性能金屬結構材料,鈦及其合金在服役過程中不可避免地承受壓縮載荷。許峰等[18]研究了純鈦在準靜態壓縮條件下的微觀組織及其變形機制,發現純鈦在準靜態壓縮下的變形機制在不同的應變階段由不同的機制主導,微觀組織演變經歷了形變孿晶細化晶粒、孿晶達到飽和以及晶粒破碎細化3個階段。KIMD等[19]在室溫下對沿RD、TD和法向(Nnomal Drection,ND)的純鈦圓柱試樣進行了準靜態單軸壓縮試驗,同時采用本構方法對純鈦的變形特性進行了分析,結果表明不同加載方向的流變應力曲線與應變硬化率存在明顯差異。陳志永等[20]分別沿熱軋TB2鈦合金板的RD、TD以及板材軋制平面內軋向成45°這3個方向進行了壓縮試驗,并基于微觀晶體塑性變形理論,定性討論了熱軋TB2鈦合金板屈服強度的各向異性,結果發現TD方向屈服強度和流變應力最大。
目前,對于鈦及鈦合金的研究主要集中在RDTD平面內的各向異性壓縮變形[21-24],而對于RDND平面內的各向異性壓縮行為少有研究。本文利用萬能材料試驗機對RD-ND平面內不同取樣方向的冷軋態工業純鈦板TA1進行了壓縮試驗,研究了RD-ND平面內TA1純鈦壓縮變形力學響應的各向異性行為和機制,以期為純鈦板TA1的加工、組織優化和應用提供參考價值。
1、試驗
試驗原材料為30mm厚的TA1退火態工業純鈦板,利用二輥軋機在室溫下以每道次0.3~0.5mm的壓下量軋至7.5mm厚,得到軋制變形量為75%的冷軋TA1純鈦板。用電火花線切割機切成Φ3mm×3mm的圓柱試樣,圓柱試樣軸向與軋制方向的夾角依次為0°、45°和90°,分別記作RD-0°、RD-45°和RD-90°,如圖1a所示。在室溫下采用萬能材料試驗機對圓柱試樣沿軸向壓縮,如圖1b所示,應變速率為1×10-2s-1。每個條件重復測試3次,以確保測量結果的可重復性。將試驗后的試樣回收,沿軸線將其切開,對樣品進行打磨拋光以及腐蝕(Kroll試劑:HF∶HNO3∶H2O=3∶6∶91),利用光學顯微鏡(Optical Microscope,OM)獲得截面的微觀組織形貌,同時采用高分辨電子背散射衍射Electron Back scatter Diffraction,EBSD)技術對壓縮后試樣的微觀組織進行分析,以充分揭示其組織變化特征和微觀機理。
2、結果與討論
2.1軋制后的組織形貌
圖2為75%軋制變形量的TA1板材ND、RD以及TD面的金相組織圖。從圖2可以看出,軋制加工引起晶粒劇烈變形,使得晶粒沿著軋制方向完全拉長成長條狀,這種非均質微觀組織主要由滑移系和變形孿生引起的拉長型晶粒組成,稱為機械纖維化[5]。由于軋制變形量較大,在小角度晶界和變形孿晶的分割下晶界變得模糊不清,同時產生了許多小角度晶粒和變形晶粒,并且部分變形晶粒發生了一定程度的細化,形成細晶區。
另外一部分則通過軋制過程中發生的晶粒破碎而生成亞微米級亞結構顆粒。ND面的晶粒在軋制過程中受到的沿RD方向以及TD方向的拉力不均勻,造成晶粒形變不均勻,由圖2a可看出,ND面的晶粒碎化嚴重,晶粒沿RD方向拉長程度比TD方向劇烈;由圖2b與圖2c可看出RD面與TD面的晶粒經過室溫軋制后呈長條狀,晶粒之間近乎平行且晶界多為平直狀,此外還混有大量的細小晶粒分布在長條晶界處。因此,經過大變形量軋制加工后,TA1工業純鈦板內部組織呈現出各向異性。在進行軋制后的TA1工業純鈦板壓縮試驗時,需要考慮不同晶體取向的協調變形機制存在差異,使得不同取向的組織演變和力學響應產生不一致性,從而導致軋制TA1工業純鈦板在壓縮性能上表現出各向異性。對冷軋TA1純鈦板進行電解拋光處理,利用EBSD對TD面進行解析,掃描步長為0.7μm,如圖3所示。其中,殘余應力較為集中的部位以及尺寸小于掃描步長的晶粒呈現出白色的零分辨率區域。
當塑性變形達到一定程度時,由于晶粒發生扭轉,大部分晶粒的某一位向與變形方向趨于一致,稱為織構或擇優取向。α純鈦為密排六方結構,在室溫下的晶格常數a=0.295,c=0.468,其軸比c/a=1.587,較理想HCP軸比(1.633)要小,因此,可能發生的滑移方式包括{0001}基面滑移、{10-10}棱柱面滑移以及{10-11}棱錐面滑移。
在EBSD取向圖中,不同顏色代表不同晶體取向的晶粒。由圖3可知,TA1工業純鈦板經經冷軋后形成嚴重的軋制織構,大部分晶體c軸由TD向ND偏轉,其極大密度最高可達19.9。
2.2壓縮力學性能
沿RD-0°、RD-45°和RD-90°試樣的壓縮真應力-真應變曲線如圖4a所示。由圖可知,不同取向圓柱試樣的塑性變形流動應力具有顯著差異,從RD-0°到RD-90°,隨著壓縮方向與軋制向夾角的增加,對應的塑性變形流動應力隨之增加。
為了探究軋制TA1純鈦板材在壓縮變形過程中的塑性變形能力,基于壓縮真應力-真應變曲線計算了應變硬化率(θ=dσ/dε)[25]。如圖4b所示,RD-0°與RD-45°具有明顯的應變硬化行為,而RD90°試樣的應變硬化率敏感性則相對較低。
其中,RD-0°和RD-45°試樣均經過初始硬化階段和硬化效應趨緩階段,當試樣經過均勻彈性變形階段達到屈服點后,流動應力呈緩慢上升趨勢,表現出良好的塑性變形能力。應變硬化行為大致可劃分為3個階段:在Ⅰ階段,試樣初始的應變硬化率較高,隨著應變的進一步增加,RD-0°和RD-45°試樣的應變硬化率迅速降低,但是仍然保持為正值。隨著應變的增加,試樣由非均勻變形向均勻變形轉變,從而造成應變硬化率迅速下降。而RD-90°試樣的初始強度較高,因此在Ⅰ階段應變硬化率下降幅度相對較緩。
同時,RD-90°試樣在Ⅰ階段結束時降至負值,表明其承載能力降低,此時的加工硬化能力已跨過極限。
Ⅱ階段為試樣均勻塑性變形階段,其中RD-0°試樣的應變硬化率小幅度上升,而RD-45°試樣的應變硬化率保持恒定。進入Ⅲ階段,RD-0°試樣應變硬化率再次下降,值得注意的是,RD-90°試樣在應變達到0.3時已提前進入Ⅲ階段,說明RD-90°試樣已失去承載能力。
2.3微觀組織變化
將壓縮后的樣品沿軸線切開,并對截面進行金相組織觀察與表征,探討壓縮載荷對軋制TA1純鈦圓柱試樣微觀組織的影響。圖5a~圖5c為壓縮變形后RD-0°、RD-45°以及RD-90°圓柱試樣在沿45°最大剪切方向上的金相組織圖。圖5d是整個截面變形組織流動示意圖。
在圓柱試樣的壓縮過程中,試樣內部承受著軸向壓縮載荷,隨著軸向應力的不斷增大,圓柱試樣底面橫截面積持續增加。RD-0°試樣在壓縮過程中,軋制形成的長條狀晶粒被反向壓縮,與壓縮加載方向平行的長條晶粒將發生不均勻的變形過程,如圖5a所示。圓柱試樣中心發生了劇烈的塑性流動,長條狀晶粒發生扭轉,由中心向四周傾斜至垂直于軸向應力方向。同時,晶粒在變形與扭轉的過程中,各晶粒轉動并不一致,致使晶格發生畸變,從而誘發形變孿晶與二次孿晶形成。隨著壓下量的增加,形變孿晶和二次孿晶的體積分數持續升高。孿晶界有望分割晶粒,從而降低有效滑移距離,提高流動應力,因此,RD-0°試樣的應變硬化率增大,表明其承受壓縮載荷的能力增強。從圖5b可見,RD45°試樣塑性變形過程均勻,剪切變形易沿晶界發生。長條狀晶粒在主切應力的作用下,向橫向偏轉程度比向上下基面偏轉程度大,當主切應力處于極值狀態時會激活45°滑移面,位錯沿著45°最大剪切面運動,從而減緩材料內部的應力集中,使材料具有較高的韌性和延展性。然而,法向應力增大了滑移的阻力,造成流變應力增加。因此,RD-45°試樣塑性變形流動應力比RD-0°試樣大。而對于RD-90°試樣(圖5c),其長條狀晶與壓縮加載方向垂直,在壓縮過程中由軋制形成的長條狀晶粒持續拉長。
在變形初期,由于應變硬化作用,RD-90°試樣具有較高的強度。當位錯運動到晶界附近時,受晶界的阻礙,位錯更容易在晶界處發生塞積,導致變形抗力提升,造成后續塑性變形困難。隨著變形量的進一步增大,拉長晶粒將觸及強度極限并被拉斷,導致試樣承載能力降低,呈現出應變軟化現象。
利用氬離子拋光技術對壓縮變形后的RD-0°、RD-45°和RD-90°圓柱試樣截面進行拋光處理,采用EBSD對圓柱試樣截面中心區域進行表征(圖6),掃描步長為0.2μm。在壓縮變形過程中,經軋制形成的長條狀晶粒進一步細化成細晶和超細晶,由圖6a~圖6c可知,試樣在變形過程中受到沿軸向施加的應力,并產生了較大的壓縮應變,導致晶粒發生扭轉,從而引起晶粒間的取向差異,根據取樣方向的不同,形成了明顯不同的織構。同時可以看出,在壓縮變形過程中,塑性變形沿剪切方向高度集中,相應的晶粒細化嚴重。
如圖6a所示,RD-0°取向的壓縮試樣中,由軋制所形成的{11-20}孿晶主要分布在長條晶粒內部以及個別發生扭轉的粗大晶粒中。在壓縮過程中,由于軸向應力與RD方向一致,存在于長條狀晶粒內的軋制孿晶會跟隨母晶粒一同被反向壓縮,使得部分軋制孿晶逐漸恢復成與母晶粒取向一致的纖維織構。
圖6d為RD-0°試樣壓縮后在RD-ND坐標系下的極圖,由圖可知,樣品中出現3種主要的織構組分。其中,長條狀晶粒經過反向壓縮后大部分c軸向TD傾斜,如圖6d中A類型織構所示,最大織構強度達到27.3。由于在壓縮過程中晶粒扭轉程度不同,與A類型織構較為接近的B類型織構滑移方式皆屬于{0001}基面滑移,少部分晶粒的滑移方式為{10-11}棱錐面滑移,即C類型織構。同時,隨著應變的增加,軋制孿晶逐漸愈合,而二次孿晶在變形后期開始形核,促使部分晶粒細化。
如圖6b所示,在RD-45°試樣中,由于晶界方向與剪切方向平行,在剪應力的作用下,位于晶界附近的位錯與晶界相互作用,長條狀晶粒之間沿剪切方向形成細小的晶粒。同時,極大密度點向試樣45°最大剪切面兩側偏離,如圖6e所示,由于晶粒擇優取向高度一致,其最大織構強度可達69.9;而處于最大剪切面以外的晶粒在正應力的作用下依舊會發生扭轉,表現形式為位錯在{10-10}<1-210>滑移系上發生滑移。RD-90°試樣塑性變形能力相對較弱,位錯滑移及孿生都較為困難。由圖6c可看出,具有高取向差角的孿晶界可以阻礙可動位錯的運動,從而提高應變硬化率,導致流變應力的增加。在壓縮載荷作用下,位于長條狀晶粒內部的軋制孿晶會隨著應變的增加與母晶粒一同被壓縮變短,而孿晶在剪應力作用下將長條狀晶粒分割成獨立且不均勻的細小碎晶。同時,隨著應變的增加,位錯在晶界處不斷偏聚,形成拉長的胞狀亞結構,當應變量超過一定程度后,亞晶的胞壁越來越薄,直至亞晶粒坍塌破碎成超細晶。如圖6f所示,RD-90°試樣為TD偏向ND的雙峰織構。在壓縮過程中,由于位錯滑移與孿生都較為困難,且軋制孿晶受剪應力的影響特征不再明顯,從而控制了最終的織構演變。其極大密度點偏離重心更貼近于ND,最大織構強度為23.1。軋制后的TA1純鈦在沿不同的方向壓縮時表現出明顯不同的塑性變形行為和組織演變(圖4~圖6),這種差異與壓縮后晶粒平均取向或幾何必需位錯密度(Geometrically Necessary Dislocation,GND)變化密切相關。且平均取向角差(Kernel average misorientation,KAM)與幾何必需位錯密度呈正相關,通過KAM可以定量計算出GND密度[26]。
ρGND=2θKAM-ave/μb(1)
式中:ρGND為局域點的GND密度;θKAM-ave為所選區域的平均取向角差;μ為掃描步長;b為Burgers矢量大小。
圖7分別為經過壓縮變形后RD-0°、RD-45°和RD-90°試樣的KAM分布圖,統計得出局部晶粒KAM平均值mka分別為1.65°、1.15°和1.53°。在壓縮變形過程中,RD-0°試樣形成了大量的壓縮孿晶與二次孿晶,孿晶界的存在可作為位錯運動的障礙,有助于應變硬化能力的增強。如圖7a所示,大晶粒中的GND密度比晶界處的GND密度小,這是因為位錯滑移在孿晶界面處的排斥作用導致位錯塞積和高度纏結,從而使得RD-0°試樣局部平均KAM值較高,試樣總GND密度也更高,因此,在提升材料強度的同時使圓柱試樣承受壓縮載荷的能力提高。RD-45°試樣中的位錯易在45°最大滑移面上運動,在滑移面上相對運動的異號位錯滑移相互抵消,減緩了材料內部的應力集中,導致GND釋放,因此其平均KAM值低于RD-0°和RD-90°試樣。圖7c為RD-90°試樣KAM分布圖,在軋制拉長晶粒的基礎上,經壓縮變形處理,RD-90°試樣的長條狀晶粒得以進一步延伸,從而使得平均KAM值在軋制處理的基礎上不斷提升。然而,RD-90°試樣的平均KAM要稍微低于RD-0°試樣,這是因為隨著應變的逐漸增加,位錯和軋制孿晶在剪應力的作用下將長條狀晶粒分割成獨立且不均勻的細小碎晶,應力得以釋放,形成應變軟化,因此RD-90°試樣的平均KAM稍微低于RD-0°試樣。
3、結論
(1)取向對材料的塑性變形流動應力有明顯地影響。從RD-0°到RD-90°試樣,當壓縮方向與軋制
方向的夾角增大時,材料相應的塑性變形流動應力也增大。
(2)取向對材料的應變硬化能力有重要影響。沿RD-0°與RD-45°壓縮時,材料的應變硬化能力較高,而沿RD-90°壓縮時,材料中因易形成裂紋而失效。
(3)取向對材料的塑性變形行為具有影響。RD0°、RD-45°與RD-90°試樣在變形初期均以位錯滑移為
主,隨著變形量的增加,不同取向試樣的塑性變形有所不同。RD-0°試樣的塑性變形以位錯滑移和形成孿晶為主;RD-45°試樣的塑性變形以位錯滑移為主;RD90°試樣的塑性變形以位錯滑移和晶粒破碎為主。
參考文獻:
[1]劉世鋒, 宋璽, 薛彤, 等.鈦合金及鈦基復合材料在航空航天的應用和發展[ J].航空材料學報, 2020, 40 ( 3):77 -94.
LIU Shifeng, SONG
Xi, XUE
Tong, et
al.
Application
and
development
of
titanium
alloy
and
titanium
matrix
composites
in
aerospace
field
[ J].
Journal
of
Aeronautical
Materials, 2020, 40
(3):
77-94.
[2]BANERJEE
D, WILLIAMS
J
C.
Perspectives
on
titanium
science
and
technology
[J].
Acta
Materialia, 2013, 61 (3):
844-879.
[3] ZHANG
L
C, CHEN
L
Y, WANG
L
Q.
Surface
modification
of
titanium
and
titanium
alloys:
Technologies, developments, and
future
interests
[ J].
Advanced
Engineering
Materials, 2020, 22
(5):
1901258.
[4]HUANG
Z
R, XIAO
H, YU
J
X, et
al.
Effects
of
different
annealing
cooling
methods
on
the
microstructure
and
properties
of
TA10
titanium
alloys
[J].
Journal
of
Materials
Research
and
Technology,
2022, 18:
4859-4870.
[5] NASIRI-ABARBEKOH
H, EKRANI
A, ZIAEI-MOAYYED
A
A,
et
al.
Effects
of
rolling
reduction
on
mechanical
properties
anisotropy
of
commercially
pure
titanium
[J].
Materials
&
Design, 2012,
34:
268-274.
[6] WU
Y, FAN
R
L, CHEN
M
H, et
al.
High-temperature
anisotropic
behaviors
and
microstructure
evolution
mechanisms
of
a
nearα
Ti-alloy
sheet
[ J].
Materials
Science
and
Engineering:
A,
2021, 820:
141560.
[7]HE
Y
Y, ZHANG
Z
H, YANG
S
Y, et
al.
Deformation
and
fracture
mechanism
of
Ti-6Al-4V
target
at
high
and
hyper
velocity
impact
[ J].
International
Journal
of
Impact
Engineering, 2022,
169:
104312.
[8]CHENG
F, WANG
H
M, LI
Z, et
al.
Dynamic
compression
deformation
behavior
of
laser
directed
energy
deposited
α+β
duplex
titanium
alloy
with
basket-weave
morphology
[J].
Additive
Manufacturing,
2023, 61:
103336.
[9]黃立國, 莊偉彬, 高志玉.
Ti-6Al-4V-0.1B 鈦合金的熱壓縮
變形行為
[J].
稀有金屬, 2023, 47 (4):
512-519.
HUANG
Liguo, ZHUANG
Weibin, GAO
Zhiyu.
Compression
deformation
behavior
of
Ti-6Al-4V-0.1B
titanium
alloy
at
elevated
temperature [ J ].
Chinese
Journal
of
Rare
Metals, 2023, 47
(4):
512-519.
[10] LIU
N, WANG
Y, HE
W
J, et
al.
Microstructure
and
textural
evolution
during
cold
rolling
and
annealing
of
Co
mmercially
pure
titanium
sheet
[ J].
Transactions
of
Nonferrous
Metals
Society
of
China, 2018, 28 (6):
1123-1131.
[11] KOWALCZYK-GAJEWSKA
K, SZTWIERTNIA
K, KAWALKO
J, et
al.
Texture
evolution
in
titanium
on
complex
deformation
paths:
Experiment
and
modelling
[ J].
Materials
Science
and
Engineering:
A, 2015, 637:
251-263.
[12] GU
B, CHEKHONIN
P, SCHAARSCHUCH
R, et
al.
Microstructure,
texture
and
hardness
of
a
metastable
β-titanium
alloy
after
bar-rolling
and
annealing
[ J].
Journal
of
Alloys
and
Compounds,
2020, 825:
154082.
[13] 岳旭, 陳威, 李建康, 等.TA1純鈦冷軋變形機理
[ J].
塑
性工程學報, 2023, 30
(5):
186-194.
YUE
Xu, CHEN
Wei, LI
Jiankang, et
al.
Cold
rolling
deformation
mechanism
of
TA1
pure
titanium
[ J].Journal
of
Plasticity
Engineering, 2023, 30 (5):
186-194.
[14] LIU
W
Y, LIN
Y
H, CHEN
Y
H, et
al.
Effect
of
different
heat
treatments
on
microstructure
and
mechanical
properties
of
Ti-6Al4V
titanium
alloy
[ J].
Rare
Metal
Materials
and
Engineering,
2017, 46 (3):
634-639.
[15] MIRONOV
S, ZHEREBTSOV
S, SEMIATIN
S
L.
The
unusual
character
of
microstructure
evolution
during “ abc” deformation
of
commercial-purity
titanium
[ J ].
Journal
of
Alloys
and
Compounds,
2022, 913:
165281.
[16] LONG
Y, LIAO
K
B, HUANG
X
L.
Microstructure
evolution
and
shear
band
formation
in
an
ultrafine-grained
Ti-6Al-4V
alloy
during
cold
compression
[ J].
Materials
Science
and
Engineering:
A,
2022, 856:
144026.
[17] WANG
J
X, YE
X
W, LI
Y
H, et
al.
Effect
of
annealing
temperature
on
mechanical
properties
of
TC21
titanium
alloy
with
multilevel
lamellar
microstructure
[ J].
Materials
Science
and
Engineering:
A, 2023, 869:
144788.
[18] 許峰, 張喜燕, 程佑銘.
準靜態壓縮純鈦的微觀結構和織構
演變
[J].
中國有色金屬學報, 2014, 24 (9):
2315-2321.
XU
Feng, ZHANG
Xiyan, CHENG
Youming.
Microstructure
and
texture
evolution
of
pure
titanium
subjected
to
quasi-static
compression
[ J].
The
Chinese
Journal
of
Nonferrous
Metals, 2014, 24
(9):
2315-2321.
[19] KIM
D, LEE
T, LEE
C
S.
Constitutive
analysis
of
the
anisotropic
flow
behavior
of
Co
mmercially
pure
titanium
[ J].
Applied
Sciences,
2020, 10 (22):
7962.
[20] 陳志永, 才鴻年, 王富恥, 等.
熱軋 TB2 鈦合金織構多晶板
動態壓縮性能的各向異性
[J].
稀有金屬材料與工程, 2010,
39 (12):
2101-2106.
CHEN
Zhiyong, CAI
Hongnian, WANG
Fuchi, et
al.
Anisotropy
of
dynamic
compressive
properties
of
textured
polycrystal
sheet
of
hotrolled
TB2
titanium
alloy
[J].
Rare
Metal
Materials
and
Engineering,
2010, 39 (12):
2101-2106.
[21] ROTH
A, LEBYODKIN
M
A, LEBEDKINA
T
A, et
al.
Mechanisms
of
anisotropy
of
mechanical
properties
of
α-titanium
in
tension
conditions
[ J ].
Materials
Science
and
Engineering:
A,
2014, 596:
236-243.
[22] LI
W
Y, CHEN
Z
Y, LIU
R, et
al.
Effect
of
texture
on
anisotropy
at
600
℃
in
a
near-α
titanium
alloy
Ti60
plate
[ J].
Materials
Science
and
Engineering:
A, 2017, 688:
322-329.
[23] WON
J
W, PARK
C
H, HONG
S
G, et
al.
Deformation
anisotropy
and
associated
mechanisms
in
rolling
textured
high
purity
titanium
[J].
Journal
of
Alloys
and
Compounds, 2015, 651:
245-
254.
[24] WON
J
W, CHOI
S
W, YEOM
J
T, et
al.
Anisotropic
twinning
and
slip
behaviors
and
their
relative
activities
in
rolled
alpha-phase
titanium
[ J ].
Materials
Science
and
Engineering:
A, 2017,
698:
54-62.
[25] BINTU
A, VINCZE
G, PICU
C
R, et
al.
Strain
hardening
rate
sensitivity
and
strain
rate
sensitivity
in
TWIP
steels
[J].
Materials
Science
and
Engineering:
A, 2015, 629:
54-59.
[26] HE
J
Y, MA
Y, YAN
D
S, et
al.
Improving
ductility
by
increasing
fraction
of
interfacial
zone
in
low
C
steel / 304SS
laminates
[J].
Materials
Science
and
Engineering:
A, 2018, 726:
288-297.
相關鏈接
