Bedingungen für das Auftreten nadelförmiger Ferritumwandlung in HSLA-Stählen

Mechanismus der nadelförmigen Ferritumwandlung

Der Umwandlungsmechanismus von AF ist immer noch umstritten. Von verschiedenen Forschern wurde vorgeschlagen, dass er verschiedenen gängigen Gefügen in Stählen ähnelt, darunter körniger Bainit (GB) , quasi-polygonaler Ferrit (QF) , Widmanstätten-Ferrit (WF) und bainitischer Ferrit (BF) . Ein Gemisch dieser Gefüge wurde in der Forschung als AF bezeichnet.

Unserer Meinung nach sollte AF jedoch als eine Art bainitisches Umwandlungsprodukt klassifiziert werden. Dieses Urteil wird durch viele Merkmale der AF-Umwandlung und des Gefüges gestützt. So findet beispielsweise bei einem isothermen Haltetest ein Übergang von BF zu AF statt, was bedeutet, dass AF- und BF-Umwandlungen unter denselben thermodynamischen Bedingungen ablaufen können. Wenn die AF-Umwandlung nach langem isothermen Halten bei 600 °C fast abgeschlossen ist, beträgt der endgültige Volumenanteil von AF nur 51 %, was dem Phänomen der unvollständigen Umwandlung bei der bainitischen Umwandlung entspricht. Was die Gefügeeigenschaften betrifft, so deutet das Fehlen von Grenzen mit Desorientierungswinkeln zwischen 21° und 47° im AF-Gefüge darauf hin, dass AF eine nahezu Kurdjumov-Sachs (K-S)-Orientierungsbeziehung mit dem Stamm-Austenit aufweist, was bedeutet, dass die AF-Umwandlung verdrängend ist. Darüber hinaus wurde in vielen TEM-Beobachtungen festgestellt, dass AF-Latten eine höhere Versetzungsdichte aufweisen als rekonstruktive Umwandlungsprodukte, und das AF-Gefüge besteht aus mehreren parallelen Untereinheiten mit einer Größe von weniger als 1 μm, die der Morphologie von bainitischem Ferrit ähneln. Zusammenfassend lässt sich sagen, dass AF ein ähnliches Umwandlungsverhalten und ähnliche Gefügeeigenschaften wie Bainit aufweist; daher ist es vernünftig zu sagen, dass der AF-Umwandlungsmechanismus tatsächlich bainitisch ist, was auch von vielen anderen Forschern bestätigt wird.

Übergang von BF zu AF

Obwohl der AF-Umwandlungsmechanismus bainitisch ist, hat AF eine ganz andere Morphologie als BF. Die Bildung von AF lässt sich durch das Vorhandensein von intragranularen Keimbildungsstellen erklären, die durch die Verformung des Austenits entstanden sind.

Der Keimbildungsprozess von Bainit beruht auf der spontanen Dissoziation bestimmter Versetzungen im Ausgangs-Austenit, die ursprünglich von Olson und Cohen für die Martensit-Keimbildung vorgeschlagen wurde. Während der Keimbildung dissoziieren die vorhandenen Versetzungen auf den am dichtesten gepackten Ebenen und bilden Gruppen von Stapelfehlern, die beim Abkühlen instabil werden und eine spontane Umwandlung erfahren. Die beteiligten Versetzungen sind glissil, so dass dieser Mechanismus keine Diffusion von Gitteratomen erfordert, was gut zu der niedrigen Umwandlungstemperatur von Bainit und Martensit passt, bei der thermische Aktivierung Mangelware ist. Trotz des ähnlichen Keimbildungsmechanismus zwischen Martensit und Bainit ist während der Bainitkeimbildung eine Kohlenstoffverteilung erforderlich, um eine Verringerung der freien Energie zu gewährleisten, was auf die höhere Umwandlungstemperatur von Bainit zurückzuführen ist.

Dass Martensit leicht an dicht gestapelten Versetzungsanordnungen keimt, ist weithin akzeptiert worden, und es wurde vorgeschlagen, dass die Stärke dieser Keimbildungsstelle durch die Versetzungsmenge in der Anordnung bestimmt wird und der Kern eine kritische Menge an Versetzungen im Inneren benötigt, um ausreichend stark zu sein. Daher können neben den Austenitkorngrenzen, an denen dicht gestapelte Versetzungsanordnungen untergebracht werden können, auch durch Austenitverformung eingeführte intragranulare Versetzungsanordnungen als Keimbildungsorte für die martensitische Umwandlung dienen. Darüber hinaus kann das Dehnungsfeld einer Martensitlatte mit dem Dehnungsfeld der intragranularen Keimbildungsstelle, einem stark verformten Bereich, interagieren, so dass die freie Energiebarriere für die Keimbildung abnehmen kann. Noch überzeugender ist die Feststellung, dass sich Martensitblöcke aus Subkorngrenzen entwickeln, die durch die Austenitverformung mit Hilfe der konfokalen In-situ-Laserscanning-Mikroskopie eingeführt wurden.

Da der AF-Umwandlungsmechanismus bainitisch ist, sollte die AF-Keimbildung ähnlich wie die von Martensit sein, mit der zusätzlichen Anforderung der Kohlenstoffaufteilung, wie oben dargestellt. Es ist vernünftig anzunehmen, dass dicht gestapelte Versetzungsfelder, die durch die Austenitverformung intragranular eingebracht werden, als Keimbildungsstellen für AF dienen können. Tatsächlich wurde die Keimbildung von AF an verschiedenen Verformungssubstrukturen, wie Verformungsbändern und Versetzungszellenwänden, festgestellt. Daher bildeten sich trotz eines breiten Spektrums an Abkühlungsgeschwindigkeiten (5-50 °C s-1) in dieser Untersuchung bei unverformten (strain2 = 0) oder leicht verformten (strain2 = 0,1) Proben hauptsächlich auf PAGBs, wo dicht gestapelte Versetzungsanordnungen untergebracht werden können, und diese Leisten entwickelten sich schließlich zu BF-Paketen mit einer parallelen Morphologie, wie in Abb. 3 und 4a, b gezeigt. 3 und 4a, b. Wird der Austenit hingegen stark verformt, wird eine hohe Versetzungsdichte in die Austenitkörner eingebracht, und diese Versetzungen fungieren als intragranulare Keimbildungsstellen, was zu den intragranularen Leisten führt, die sich schließlich zu den dominanten AF-Mikrostrukturen entwickeln, wie in Abb. 4c, d und 5a-c dargestellt. Als die Dehnung2 von 0 auf 0,5 anstieg, fand ein Übergang von BF zu AF statt (Abb. 4), was die Tatsache unterstreicht, dass Austenitverformung für die AF-Umwandlung in HSLA-Stählen erforderlich ist.

AF-Latten, die sich intragranular an Verformungsunterstrukturen gebildet haben, entwickeln sich nicht in großem Umfang zu einer parallelen Morphologie, da die Entwicklung einer parallelen Morphologie durch die Kollision zwischen benachbarten AF-Latten behindert wird. Tatsächlich bilden mehrere benachbarte parallele AF-Lamellen im kleinen Maßstab ein Paket, und verschiedene Pakete haben unterschiedliche Verlängerungsrichtungen. AF-Pakete stoßen mit anderen Paketen zusammen, die an nahegelegenen Keimstellen gebildet werden, was die Bildung einer allgemeinen parallelen Morphologie verhindert und die unregelmäßige Morphologie von AF hervorruft.

Der Übergang von BF mit Grenzkeimbildung zu AF mit intragranularer Keimbildung führt zu einer Erhöhung der HAGB-Dichte (Abb. 8) und zur Verringerung der effektiven Korngröße (Abb. 10a). Während der Bainitumwandlung findet eine starke Variantenauswahl statt, und bei relativ langsamen Abkühlungsraten oder hohen Umwandlungstemperaturen begünstigt die Variantenauswahl hauptsächlich die Variantenpaare mit geringen Desorientierungswinkeln zwischen ihnen, was zu einer niedrigen HAGB-Dichte (Abb. 8e-f) und einer großen effektiven Korngröße (Abb. 10a) führt. Bei AF-dominanten Gefügen erhöht die Austenitverformung jedoch die Anzahl der intragranularen Keimbildungsstellen, so dass mehr Leisten direkt an den intragranularen Keimbildungsstellen keimen, anstatt in Form von Variantenpaaren sympathisch zu nukleieren. Die Bildung dieser intragranular nukleierten AF-Latten kann den Variantenauswahlmechanismus schwächen, so dass in jedem Austenitkorn mehr Arten von Varianten und damit Grenzen entstehen können. Folglich kann eine Erhöhung des Anteils der intragranularen AF-Keimbildung durch Austenitverformung zu einer höheren Dichte von HAGBs und einer kleineren effektiven Korngröße führen.

Übergang von AF zu BF

Wenn jedoch die Bedingung der Einführung von intragranularen Keimbildungsstellen erfüllt ist, findet die AF-Umwandlung nicht notwendigerweise statt, wie in Abb. 7f mit einer Abkühlungsrate von 50 °C s-1 gezeigt. Bei dieser Probe wurde durch die Verformung (Dehnung2 = 0,5) bereits eine hohe Dichte an intragranularen Keimbildungsstellen in den Austenit eingebracht, aber das Umwandlungsprodukt besteht immer noch hauptsächlich aus einem typischen BF-dominanten Mikrogefüge mit einer parallelen Morphologie. Mit anderen Worten, intragranulare Keimbildungsstellen sind nicht in der Lage, die AF-Umwandlung bei dieser hohen Abkühlungsrate zu induzieren. Um dies herauszufinden, sollte man auf ein gemeinsames Merkmal in Abb. 7b, c achten. In diesen AF-dominanten Gefügen gibt es einige kurze parallele BF-Latten, die auf PAGBs nukleiert und in Austenitkörner gestreckt werden, und diese BF-Latten nehmen nicht das gesamte Austenitkorn ein, und der Rest des Austenitkorns entwickelt sich zu AF. In der BF-dominanten Mikrostruktur (Abb. 7d) hingegen dehnen sich parallele BF-Leitungen von den PAGBs aus und entwickeln sich über das gesamte Austenitkorn oder stoßen mit anderen BF-Leitungen zusammen. Zur weiteren Bestätigung dieser mikrostrukturellen Merkmale wurden zwei Bereiche aus den EBSD-Karten ausgewählt, die in Abb. 9f bzw. h durch die schwarz gestrichelten Blöcke gekennzeichnet sind. Die Abb. 11 und 12 zeigen farbige Orientierungskarten dieser beiden Bereiche mit schwarzen Linien, die die Grenzen mit Desorientierungswinkeln von mehr als 3˚ darstellen. Durch sorgfältigen Vergleich der Polfigureneigenschaften verschiedener Teile wurden verschiedene Elternaustenitkörner (PA) voneinander getrennt, und die PAGB wurden in diesen Abbildungen durch weiße Strichlinien hervorgehoben. Die Gültigkeit der Trennung dieser PA-Körner kann durch die gute Übereinstimmung zwischen den {100}-Polfiguren der gemessenen α-Eisenorientierungen und denen der Variantenorientierungen der berechneten PA-Orientierungen nachgewiesen werden. Die in der Forschung vorgeschlagene Methode wurde verwendet, um diese PA-Orientierungen nach der Kurdjumov-Sachs (K-S) Orientierungsbeziehung zu bewerten. Obwohl auch die Nishiyama-Wasserman (N-W)-Orientierungsbeziehung als Orientierungsbeziehung vorgeschlagen wurde, wurde festgestellt, dass BF durch die Erfüllung der naheliegenden K-S-Orientierungsbeziehung gebildet werden. Daher wurde hier die K-S-Orientierungsbeziehung verwendet.

EBSD-Analyse der Probe mit strain2 von 0.5 und einer Abkühlungsrate von 10 °C s-1: a Farbige Orientierungskarte mit allen Euler-Winkeln (schwarze Linien stellen Grenzen mit Desorientierungswinkeln von mehr als 3° dar, und PAGBs sind durch weiße gestrichelte Linien dargestellt); b {100} Polfiguren der gemessenen Ferritorientierungen in jedem Eltern-Austenit (PA)-Korn; c {100} Polfiguren der berechneten Orientierungen des Elternaustenits (PA) bzw. ihrer Umwandlungsvarianten

EBSD-Analyse der Probe mit strain2 von 0.5 und einer Abkühlungsrate von 50 °C s-1: a Karte der Orientierungen mit allen Euler-Winkeln (schwarze Linien stellen Grenzen mit Desorientierungswinkeln von mehr als 3° dar, und PAGBs sind durch weiße gestrichelte Linien dargestellt); b {100} Polfiguren der gemessenen Ferritorientierungen in jedem Elternaustenit (PA)-Korn; c {100} Polfiguren der berechneten Elternaustenit (PA)-Orientierungen bzw. ihrer Umwandlungsvarianten

In Abb. 12a, wo BF das vorherrschende Gefüge ist, bildeten parallele BF-Latten Pakete mit ähnlichen Farben, die auf PAGBs keimten und sich über das gesamte Korn erstreckten oder mit anderen BF-Paketen zusammenstießen. In Abb. 11a wurden jedoch parallele BF-Lamellen, die auf PAGBs keimten und sich in PA2 ausdehnten, unterdrückt und der verbleibende Austenit in unregelmäßig angeordnete AF-Lamellen umgewandelt, was den in Abb. 7b, c beobachteten Merkmalen sehr gut entspricht. Es ist interessant festzustellen, dass sich die α-Eisenorientierungen in den Polfiguren umso stärker ausbreiten, je unregelmäßiger das umgewandelte Gefüge ist. Es gibt einige mögliche Gründe für die Ausbreitung der α-Eisen-Orientierungen. Bei langsamen Abkühlungsgeschwindigkeiten können sich im endgültigen Gefüge einige PF/QF-Körner bilden, die nicht unbedingt der K-S-Orientierungsbeziehung mit dem Elternaustenit folgen, in den sie hineinwachsen. Die Ausbreitung der α-Eisenorientierungen kann auch die durch die Verformung hervorgerufene Ausbreitung der Austenitorientierung und das Vorhandensein mehrerer Varianten widerspiegeln, die durch intragranulare Keimbildung begünstigt werden.

Auf der Grundlage der oben genannten Gefügeeigenschaften kann zusätzlich zu der Voraussetzung der Einführung intragranularer Keimbildungsstellen eine weitere Bedingung für das Auftreten der AF-Umwandlung wie folgt angenommen werden. Da Austenit-Korngrenzen sehr potente Keimbildungsstellen sind, bilden sich BF-Blöcke während der Abkühlung zunächst an den Austenit-Korngrenzen. Wenn sich diese BF-Blöcke über das gesamte Austenitkorn hinweg entwickeln oder mit anderen BF-Blöcken, die sich an den Korngrenzen gebildet haben, zusammenstoßen, entsteht ein BF-dominantes Gefüge. Werden diese grenzkeimbildenden BF-Blöcke hingegen durch bestimmte Mechanismen vorzeitig unterdrückt und können nicht das gesamte Austenitkorn einnehmen, kommt es während der anschließenden Abkühlung zu einer AF-Umwandlung an intragranularen Keimbildungsstellen. Daher sollte die Unterdrückung der Verlängerung der BF-Latten eine weitere Voraussetzung für das Auftreten der AF-Umwandlung sein.

Der mögliche Mechanismus, der die Verlängerung der BF-Latten unterdrückt, hängt auch mit der Austenitverformung zusammen. Verdrängende Umwandlungen beinhalten die koordinierte Bewegung von Gitteratomen, und eine solche Bewegung einer glissilen Grenzfläche kann unterdrückt werden, wenn sie auf starke Defekte wie Austenitkorngrenzen oder Verformungssubstrukturen trifft. Weniger starke Defekte wie isolierte Versetzungen verzögern ebenfalls das Fortschreiten solcher Produktgrenzflächen, können aber oft in das Gitter des Umwandlungsprodukts eingebaut werden. Diese Mechanismen deuten darauf hin, dass die Austenitverformung das Fortschreiten der Umwandlungsgrenzflächen verzögern oder unterdrücken kann. Diese Verlangsamung verdrängter Umwandlungen durch plastische Austenitverformung wird als mechanische Stabilisierung von Austenit bezeichnet und wurde für alle verdrängten Umwandlungen in Stählen festgestellt, einschließlich Widmanstätten-Ferrit, Martensit und Bainit.

Dieser mechanische Stabilisierungseffekt kann durch ein Modell analysiert werden, das durch Abwägen der treibenden Spannung der fortschreitenden Grenzflächen gegen die durch Versetzungen ausgeübte Widerstandsspannung erstellt wird. Die Widerstandsspannung τ, die durch durch Verformung eingeführte Versetzungen ausgeübt wird, kann wie folgt ausgedrückt werden:

wobei G der Schermodul, v die Poissonzahl und ρ die Versetzungsdichte ist. Die Spannung τ T, die das Vordringen der Grenzflächen antreibt, ergibt sich aus der chemischen freien Energieänderung ΔG der Verschiebungsumwandlung, τ T = ΦΔG, wobei Φ eine Konstante ist, die als gleich eins angenommen wird. ΔG variiert mit den Umwandlungstemperaturen. Die Bewegung der Grenzflächen kommt zum Stillstand, wenn die treibende Spannung τ T gleich oder kleiner als die Widerstandsspannung τ ist. Die treibende Spannung kann durch Berechnung der Änderung der freien chemischen Energie ermittelt werden, und auf der Grundlage dieser treibenden Spannung können wir die niedrigste Versetzungsdichte ermitteln, die die Bewegung der displaktiven Umwandlungsgrenzflächen unterdrücken kann.

Die Änderung der chemischen freien Energie des in dieser Untersuchung untersuchten Stahls wurde mit Hilfe einer thermodynamischen Berechnungssoftware, Thermal-Calc, berechnet, die auf thermodynamische Daten (TCFE6-Datenbank) zugreift, um Phasenstabilitäten und freie Energien zu berechnen. Die gespeicherte Energie aufgrund der mit der Bainitumwandlung einhergehenden Formveränderung beträgt etwa 400 J/mol und wurde anschließend von den Berechnungsergebnissen abgezogen. Die Werte der BF-Umwandlungsantriebskraft (nach Abzug von 400 J/mol gespeicherter Energie) bei verschiedenen Temperaturen sind in Abb. 13a dargestellt. Es ist zu erkennen, dass die bainitische Umwandlung für den geprüften Stahl thermodynamisch möglich ist, wenn die Temperatur unter 645 °C liegt.

Veränderung a der treibenden Kraft für die bainitische Ferritumwandlung und b der niedrigsten grenzflächenbewegungsunterdrückenden Versetzungsdichte mit entsprechendem Desorientierungswinkel des Austenits als Funktion der Umwandlungstemperatur

Basierend auf diesen treibenden Spannungsergebnissen, wurden die niedrigsten unterdrückungswirksamen Versetzungsdichten in Austenit unter Verwendung von Gl. (1) mit einem Austenit-Schermodul von 8 × 1010 Pa, einer Poissonzahl von 0,27 und einem Burgers-Vektor von 2,52 × 10-10 m berechnet. Die Versetzungsdichte von verformtem Austenit ist jedoch schwer zu messen. Daher wurden die Versetzungsdichten grob in Grenzverschiebungswinkel gemäß der Beziehung bρ 1/2 ≈ θ umgerechnet, wobei θ der Grenzverschiebungswinkel ist.

Die niedrigsten unterdrückungswirksamen Versetzungsdichten und die entsprechenden Grenzverschiebungswinkel bei verschiedenen Temperaturen sind in Abb. 13b dargestellt. Mit zunehmender Temperatur, z. B. von 460 auf 550 °C, steigt der niedrigste unterdrückungswirksame Grenzflächen-Disorientierungswinkel von 0,9° auf 2,0°. In Bezug auf die praktischen Subkorn-Desorientierungswinkel, die sich während der Austenitverformung bilden, wurden in der Forschung PSC-Tests an einer Ni-29,5%Fe-0,01%C-0,02%Mn-Modelllegierung mit einer anfänglichen Korngröße von ~ 50 μm, einer Verformungstemperatur von 900 °C, einer Dehnungsrate von 1 s-1 und Dehnungen zwischen 0,2 und 0,7 durchgeführt, die den experimentellen Bedingungen in der vorliegenden Studie sehr ähnlich sind. In der Forschung wurde die Beziehung zwischen dem durchschnittlichen Desorientierungswinkel (θ av) und der Dehnung (ε) bei 900 °C durch eine Potenzgesetzgleichung beschrieben, θ av = 1,77ε 0,23. Unter Verwendung dieser Beziehung beträgt der durchschnittliche Desorientierungswinkel des Subkorns bei einer Dehnung von 0,5 in dieser Untersuchung 1,5°. Was die Verteilung der Desorientierungswinkel anbelangt, so sind gemäß der Skalierungshypothese die Verteilungsfunktionen der durch die durchschnittlichen Desorientierungswinkel normierten Desorientierungswinkel gleich und unempfindlich gegenüber Material und Dehnungsvolumen. Basierend auf der in der Forschung gezeigten skalierten Verteilung erscheint die höchste Desorientierungswinkeldichte bei ~ 0,7θ av , was 1,1° mit θ av = 1,5° entspricht.

Daher wird in dieser Studie mit strain2 = 0,5, Senkung der Umwandlungstemperatur durch Erhöhung der Abkühlungsrate, der niedrigste unterdrückungswirksame Grenz-Desorientierungswinkel erhöht, Abb. 13b, und die Möglichkeit, dass die BF-Umwandlungsgrenze durch verformungsinduzierte Subkorngrenzen gestoppt wird, wird reduziert, was zum Übergang von AF zu BF mit einer Erhöhung der Abkühlungsrate von 10 auf 50 °C s-1 führt. Mit anderen Worten: Bei gleicher Dehnung ist die Umwandlungstemperatur ausschlaggebend dafür, ob die Verformungssubstrukturen die Verlängerung der BF-Latten unterdrücken und Raum für die Entwicklung von AF schaffen können.

Auf der Grundlage des oben dargestellten Mechanismus können wir uns ferner vorstellen, dass, wenn der verformte Austenit sehr schnell von der Verformungstemperatur auf Raumtemperatur abgekühlt wird, nur sehr wenige AF-Latten im Mikrogefüge vorhanden sein sollten. Wird der verformte Austenit dagegen sehr schnell von der Verformungstemperatur auf eine relativ hohe Temperatur abgekühlt und dann langsam abgekühlt, sollte ein AF-dominantes Gefüge erhalten werden. Um diese Vorstellungen zu bestätigen, wurden zwei weitere Proben getestet. Beide wurden dem gleichen Verformungsprofil mit Dehnung2 = 0,5 unterzogen, aber eine von ihnen wurde nach der Verformung mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt und die andere wurde von 950 °C mit 100 °C s-1 schnell auf 600 °C abgekühlt und dann langsam mit 1 °C s-1 auf 350 °C abgekühlt, gefolgt von einer Wasserabschreckung auf Raumtemperatur. Die umgewandelten Gefüge dieser beiden Proben sind in Abb. 14 dargestellt. Es ist deutlich zu erkennen, dass das Gefüge der wasserabgeschreckten Probe in erster Linie aus BF und Martensit mit einer deutlichen parallelen Morphologie besteht und dass intragranulär keimbildende AF-Latten kaum zu finden sind. Bei der anderen Probe ist das umgewandelte Gefüge AF-dominant mit einer unregelmäßigen Anordnung, was ein weiterer Beweis dafür ist, dass nicht die Abkühlungsrate, sondern die Umwandlungstemperatur der kritische Parameter für das Auftreten der AF-Umwandlung ist.

SEM-Sekundärelektronenmikroskopische Aufnahmen, die die umgewandelten Gefüge nach verschiedenen Abkühlungsprozessen mit einer Dehnung2 von 0.5: a mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt; b mit 100 °C s-1 auf 600 °C abgekühlt und dann langsam mit 1 °C s-1 auf 350 °C abgekühlt, gefolgt von einer Wasserabschreckung auf Raumtemperatur

Es ist klar, dass bei hohen Abkühlungsraten oder niedrigen Umwandlungstemperaturen intragranulare Keimbildungsstellen nicht in der Lage sind, die AF-Umwandlung zu induzieren, und die umgewandelte Mikrostruktur ist BF-dominant. Bei BF-Gefügen kann die Austenitverformung zu einer starken Variantenauswahl führen, bei der BF-Varianten mit Habitusebenen parallel zu den aktiven Gleitebenen während der Austenitverformung bevorzugt werden. Diese Art der Variantenwahl ist in PA2 und PA3 in Abb. 12a zu finden. Die Spuren der Lattengrenzen auf der RD-ND-Ebene sind etwa 32° vom RD entfernt, und basierend auf der Schmid-Faktor-Analyse für die ideale Haupttexturkomponente des Austenits während der Kompression mit ebener Dehnung sind die Spuren der aktiven Gleitebenen in der RD-ND-Ebene 19,5°-45° vom RD entfernt. Daher wird bei verformtem Austenit mit steigender Abkühlungsrate von 10 bis 50 °C s-1 aufgrund des erhöhten BF-Anteils und der starken BF-Variantenselektion infolge der Austenitverformung die effektive Korngröße immer größer, wie in Abb. 10b gezeigt.

Einige Merkmale des AF-Gefüges bedürfen ebenfalls einer näheren Erläuterung.

1. (1)

   Obwohl die auf den PAGBs entstandenen BF-Latten unterdrückt werden müssen, um Platz für die Entwicklung von AF zu schaffen, erscheinen nicht auf jedem PAGB parallele BF-Latten, wie in Abb. 7b, c gezeigt. Der Grund dafür ist, dass die Verformungsspannung nicht gleichmäßig in jedem Austenitkorn verteilt ist. Normalerweise ist die Dehnung an den Austenitkorngrenzen höher als im Korninneren, und dementsprechend sind die Desorientierungswinkel der Subkorngrenzen in der Nähe der Austenitkorngrenze höher als im Korninneren. Daher ist es wahrscheinlicher, dass PAGB-gekeimte BF-Leitungen in der Nähe der Austenitkorngrenzen gestoppt werden, ohne große BF-Pakete zu bilden.

2. (2)

   Selbst in AF-dominanten Gefügen gibt es noch einige lange BF-Leitungen über die gesamten Austenitkörner. Dies kann auf die ungleichmäßig verteilten Verformungsspannungen zwischen den verschiedenen Austenitkörnern zurückgeführt werden. Die Unterschiede der verformungsinduzierten Substrukturen zwischen Austenitkörnern mit unterschiedlichen Orientierungen wurden in der Forschung festgestellt.

3. (3)

   Obwohl eine Erhöhung der Umwandlungstemperatur den mechanischen Stabilisierungseffekt der Austenitverformung fördert und die BF-Latten effektiver unterdrückt, wird das maximal mögliche Umwandlungsvolumen von AF und BF mit dem Anstieg der Umwandlungstemperatur reduziert und erreicht schließlich bei der Bainitumwandlungs-Starttemperatur entsprechend dem unvollständigen Umwandlungsphänomen der bainitischen Umwandlung Null. Daher müssen die kontinuierliche Abkühlungsrate und die Abkühlungsunterbrechungstemperatur sorgfältig ausgewählt werden, um die Verlängerung der BF-Lamellen zu stoppen und gleichzeitig einen hohen Volumenanteil der AF-Mikrostruktur zu erhalten, und die kontinuierliche Abkühlung ist besser geeignet als das isotherme Halten, um einen hohen Volumenanteil von AF zu erhalten.

4. (4)

   Die PF-Umwandlung findet statt, bevor sowohl AF als auch BF die Keimbildungsstellen auf den PAGBs aufbrauchen können, und, was noch wichtiger ist, die Mischkristallatome, die von den PF-Körnern abgeschieden werden, können ihren benachbarten Austenit stabilisieren und die Bainit-Keimbildung verzögern. Darüber hinaus können PF-Körner, die sich intragranular bilden, auch die BF-Latten unterdrücken. Daher ist die Bildung von PF-Körnern für die AF-Umwandlung von Vorteil. Aber das Vorhandensein von PF-Körnern wird zweifellos die Festigkeit verringern. Trotz der positiven Auswirkungen auf die AF-Umwandlung ist die Bildung von PF-Körnern keine Voraussetzung für die AF-Umwandlung. Bei der Abkühlung von einer Austenitverformungstemperatur von 850 °C auf eine isotherme Haltetemperatur von 500-600 °C mit einer Geschwindigkeit von 75 °C s-1 erfolgte die AF-Umwandlung auch ohne die Unterstützung der PF-Umwandlung. In ähnlicher Weise ist in dieser Untersuchung aus Abb. 14 ersichtlich, dass bei einer Abkühlungsrate von 100 °C s-1, um die Störung der PF-Umwandlung zu reduzieren, AF immer noch das vorherrschende Gefüge ist. Mit anderen Worten, die PF/QF-Umwandlung ist keine Voraussetzung für die AF-Umwandlung.