Conditions d’apparition de la transformation de la ferrite aciculaire dans les aciers HSLA

Mécanisme de transformation de la ferrite aciculaire

Le mécanisme de transformation de la FA est encore controversé. Par différents chercheurs, il a été suggéré comme étant similaire à diverses microstructures communes dans les aciers, y compris la bainite granulaire (GB) , la ferrite quasi-polygonale (QF) , la ferrite de Widmanstätten (WF) et la ferrite bainitique (BF) . Par contre, un mélange de ces microstructures a été considéré comme AF dans la recherche.

Cependant, à notre avis, AF devrait être classé comme un type de produit de transformation bainitique. Ce jugement est soutenu par de nombreuses caractéristiques associées à la transformation et à la microstructure de l’AF. Par exemple, dans un essai de maintien isotherme, une transition de BF à AF se produit, ce qui signifie que les transformations AF et BF peuvent se produire dans les mêmes conditions thermodynamiques. De plus, lorsque la transformation AF est presque terminée après un long maintien isotherme à 600 °C, la fraction volumique finale de AF n’était que de 51%, ce qui correspond bien au phénomène de transformation incomplète de la transformation bainitique. En ce qui concerne les caractéristiques de la microstructure, l’absence de limites avec des angles de désorientation entre 21° et 47° dans les microstructures de l’AF suggère que l’AF a une relation d’orientation proche de Kurdjumov-Sachs (K-S) avec l’austénite parente, ce qui signifie que la transformation de l’AF est déplaçable. En outre, il a été constaté dans de nombreuses observations TEM que les lattes d’AF contiennent une plus grande densité de dislocations que celles associées aux produits de transformation reconstructive , et la microstructure d’AF est constituée de plusieurs sous-unités parallèles d’une taille inférieure à 1 μm ressemblant à la morphologie en gerbe de la ferrite bainitique . En résumé, AF montre des comportements de transformation et des caractéristiques de microstructure similaires à ceux de la bainite ; par conséquent, il est raisonnable de dire que le mécanisme de transformation d’AF est en fait bainitique, ce qui est également convenu par de nombreux autres chercheurs .

Transition de BF à AF

Bien que le mécanisme de transformation d’AF soit bainitique, AF a une morphologie assez différente par rapport à celle de BF. La formation de l’AF peut être expliquée par l’existence de sites de nucléation intragranulaires introduits par la déformation de l’austénite.

Le processus de nucléation de la bainite est lié à la dissociation spontanée de dislocations spécifiques dans l’austénite mère , ce qui a été initialement proposé pour la nucléation de la martensite par Olson et Cohen . Pendant la nucléation, les dislocations existantes se dissocient sur les plans les plus proches, formant des groupes de défauts d’empilement, et ces groupes de défauts d’empilement deviennent instables et subissent une transformation spontanée pendant le refroidissement. Les dislocations impliquées sont glissile, de sorte que ce mécanisme ne nécessite pas la diffusion des atomes du réseau, ce qui correspond bien à la faible température de transformation de la bainite et de la martensite à laquelle l’activation thermique est peu présente . Malgré le mécanisme de nucléation similaire entre la martensite et la bainite, le partage du carbone est nécessaire pendant la nucléation de la bainite pour garantir une réduction de l’énergie libre, en raison de la température de transformation plus élevée de la bainite .

Le fait que la martensite se nucléise facilement sur des réseaux de dislocations densément empilés a été largement accepté , et la puissance de ce site de nucléation a été proposée pour être déterminée par la quantité de dislocations dans le réseau et le noyau nécessite une quantité critique de dislocations à l’intérieur pour être suffisamment puissant . Par conséquent, outre les joints de grains de l’austénite, où des réseaux de dislocations densément empilés peuvent être accueillis, les réseaux de dislocations intragranulaires introduits par la déformation de l’austénite peuvent également servir de sites de nucléation pour la transformation martensitique. En outre, le champ de déformation d’une latte de martensite peut interagir avec le champ de déformation du site de nucléation intragranulaire, une région fortement déformée, de sorte que la barrière d’énergie libre pour la nucléation peut diminuer. De manière plus convaincante, des blocs de martensite ont été trouvés se développant à partir des limites de sous-grains introduites par la déformation de l’austénite par la technique de microscopie confocale à balayage laser in situ .

Puisque le mécanisme de transformation de l’AF est bainitique, la nucléation de l’AF devrait être similaire à celle de la martensite avec l’exigence supplémentaire de la partition du carbone comme illustré ci-dessus. Il est raisonnable de supposer que les réseaux de dislocation densément empilés introduits intragranulairement par la déformation de l’austénite peuvent agir comme des sites de nucléation pour l’AF. En fait, la nucléation de l’AF a été trouvée dans diverses sous-structures de déformation, comme les bandes de déformation et les parois des cellules de dislocation. Par conséquent, malgré une large gamme de vitesses de refroidissement utilisées (5-50 °C s-1) dans cette recherche, pour les échantillons non déformés (déformation2 = 0) ou légèrement déformés (déformation2 = 0,1), des lattes ont été nucléées principalement sur les PAGBs où des réseaux de dislocation densément empilés peuvent être logés, et ces lattes se sont finalement développées en paquets de BF avec une morphologie parallèle comme le montrent les Figs. 3 et 4a, b. D’autre part, lorsque l’austénite est fortement déformée, une forte densité de dislocations a été introduite dans les grains d’austénite, et ces dislocations ont agi comme des sites de nucléation intragranulaires, conduisant à des lattes nucléées intragranulaires qui se sont finalement développées en microstructures AF dominantes comme le montrent les figures 4c, d et 5a-c. Par conséquent, lorsque la déformation2 a augmenté de 0 à 0,5, une transition de BF à AF s’est produite, Fig. 4, soulignant le fait que la déformation de l’austénite est nécessaire pour la transformation AF dans les aciers HSLA.

Les lattes AF nucléées de manière intragranulaire aux sous-structures de déformation ne se développent pas en une morphologie parallèle à grande échelle parce que le développement d’une morphologie parallèle est étouffé par l’empiètement entre les lattes AF nucléées de manière adjacente. En fait, plusieurs lattes AF parallèles adjacentes forment un paquet à petite échelle et les différents paquets ont des directions d’allongement différentes. Les paquets d’AF vont empiéter sur d’autres paquets formés sur des sites de nucléation proches, ce qui empêche la formation d’une morphologie parallèle générale et entraîne la morphologie irrégulière de l’AF .

La transition du BF nucléé aux limites vers l’AF nucléé intragranulairement conduit à l’augmentation de la densité de HAGB, Fig. 8, et à la réduction de la taille effective des grains, Fig. 10a. Au cours de la transformation en bainite, une forte sélection de variantes se produit et sous des vitesses de refroidissement relativement lentes ou des températures de transformation élevées, la sélection de variantes favorise principalement les paires de variantes avec de faibles angles de désorientation entre elles, ce qui entraîne une faible densité de HAGB, Fig. 8e-f, et une grande taille de grain effective, Fig. 10a. Cependant, pour les microstructures dominantes AF, la déformation de l’austénite augmente les sites de nucléation intragranulaires, par conséquent, plus de lattes nucléent directement sur les sites de nucléation intragranulaires au lieu de nucléer sympathiquement sous la forme de paires de variantes. La formation de ces lattes AF nucléées de manière intragranulaire peut affaiblir le mécanisme de sélection des variantes, et ainsi plus de types de variantes et donc de frontières peuvent être générées dans chaque grain d’austénite. Par conséquent, en augmentant la fraction de AF intragranulairement nucléée par la déformation de l’austénite, on peut obtenir une densité plus élevée de HAGB et une taille de grain effective plus petite.

Transition de l’AF au BF

Cependant, en respectant la condition d’introduction de sites de nucléation intragranulaires, la transformation de l’AF ne se produit pas nécessairement comme le montre la figure 7f avec un taux de refroidissement de 50 °C s-1. Pour cet échantillon, une forte densité de sites de nucléation intragranulaires avait déjà été introduite dans l’austénite par déformation (déformation2 = 0,5), mais le produit de transformation consiste toujours principalement en une microstructure dominante typique de BF avec une morphologie parallèle. En d’autres termes, les sites de nucléation intragranulaires sont incapables d’induire la transformation AF à ce taux de refroidissement élevé. Par conséquent, il doit y avoir une autre condition nécessaire pour l’apparition de la transformation AF.

Pour comprendre cela, il faut prêter attention à une caractéristique commune dans les Fig. 7b, c. Dans ces microstructures dominantes AF, il y a quelques courtes lattes parallèles de BF nucléées sur les PAGB et étirées dans les grains d’austénite et ces lattes de BF ne prennent pas le grain d’austénite entier et le reste du grain d’austénite se développe en AF. Alors que dans la microstructure dominante de BF, Fig. 7d, les lattes parallèles de BF s’étendent à partir des PAGB et se développent sur l’ensemble du grain d’austénite ou se heurtent à d’autres lattes de BF. Pour confirmer davantage ces caractéristiques microstructurelles, deux zones ont été sélectionnées sur les cartes EBSD, comme indiqué par les blocs en pointillés noirs sur les Fig. 9f, h, respectivement. Des cartes d’orientation colorées à tous les angles d’Euler de ces deux zones, avec des lignes noires représentant les limites avec des angles de désorientation supérieurs à 3˚, sont présentées dans les Figs 11 et 12, respectivement. Différents grains d’austénite parentale (PA) ont été séparés les uns des autres en comparant soigneusement les caractéristiques des figures polaires des différentes parties et les PAGB ont été mis en évidence par des lignes de tirets blancs dans ces figures. La validité de la séparation de ces grains PA peut être prouvée par la bonne correspondance entre les figures de pôle {100} des orientations du fer α mesurées et celles des orientations variantes des orientations PA calculées. La méthode proposée dans la recherche a été utilisée pour évaluer ces orientations PA suivant la relation d’orientation de Kurdjumov-Sachs (K-S). Bien que la relation d’orientation Nishiyama-Wasserman (N-W) ait également été proposée comme relation d’orientation, il a été constaté que les BF sont formés en satisfaisant à la relation d’orientation K-S proche. Par conséquent, la relation d’orientation K-S a été utilisée ici.

AnalyseEBSD du spécimen avec une déformation2 de 0.5 et une vitesse de refroidissement de 10 °C s-1 : a carte d’orientation colorée à tous les angles d’Euler (les lignes noires représentent les limites avec des angles de désorientation supérieurs à 3° et les PAGB sont représentés par des lignes pointillées blanches) ; b {100} figures polaires des orientations de ferrite mesurées dans chaque grain d’austénite parent (PA) ; c {100} figures polaires des orientations de l’austénite parent (PA) calculées et de leurs variantes de transformation, respectivement

analyseEBSD d’une éprouvette avec une déformation2 de 0.5 et une vitesse de refroidissement de 50 °C s-1 : a carte d’orientation colorée à tous les angles d’Euler (les lignes noires représentent les limites avec des angles de désorientation supérieurs à 3° et les PAGB sont représentées par des lignes pointillées blanches) ; b {100} figures polaires des orientations de ferrite mesurées dans chaque grain d’austénite (PA) parent ; c {100} figures polaires des orientations d’austénite (PA) parent calculées et de leurs variantes de transformation, respectivement

Dans la Fig. 12a où le BF est la microstructure dominante, des lattes parallèles de BF formant des paquets de couleurs similaires ont été nucléées sur les PAGB et se sont étendues sur l’ensemble du grain ou ont empiété sur d’autres paquets de BF. Cependant, sur la figure 11a, les lattes BF parallèles nucléées sur les PAGB et étendues dans PA2 ont été étouffées et l’austénite restante s’est transformée en lattes AF disposées de manière irrégulière, ce qui correspond très bien aux caractéristiques observées sur les figures 7b, c. Il est intéressant de noter que plus la microstructure transformée est irrégulière, plus l’étalement des orientations du fer α dans les figures polaires est important. Il y a quelques raisons possibles pour l’étalement des orientations du fer α. Sous des taux de refroidissement lents, il peut y avoir quelques grains PF/QF formés dans la microstructure finale qui ne suivent pas nécessairement la relation d’orientation K-S avec l’austénite parent dans laquelle ils se développent. L’étalement des orientations du fer α peut également refléter l’étalement de l’orientation de l’austénite induite par la déformation et l’existence de plus de types de variantes favorisées par la nucléation intragranulaire.

Sur la base des caractéristiques de la microstructure ci-dessus, en plus de la nécessité d’introduire des sites de nucléation intragranulaires, une autre condition pour l’apparition de la transformation AF peut être supposée comme ci-dessous. Les joints de grains d’austénite étant des sites de nucléation très puissants, les blocs BF se nucléent d’abord sur les joints de grains d’austénite pendant le refroidissement. Si ces blocs BF se développent sur l’ensemble du grain d’austénite ou entrent en contact avec d’autres blocs BF nucléés aux joints, une microstructure dominante BF est formée. D’autre part, si ces blocs de BF nucléés aux frontières sont étouffés prématurément par certains mécanismes et ne peuvent pas prendre la totalité du grain d’austénite parent, la transformation en AF aux sites de nucléation intragranulaires se produit pendant le processus de refroidissement ultérieur. Par conséquent, la suppression de l’allongement des lattes de BF devrait être une autre condition pour l’apparition de la transformation AF.

Le mécanisme possible supprimant l’allongement des lattes de BF est également lié à la déformation de l’austénite. Les transformations déplacées impliquent le mouvement coordonné des atomes du réseau, et un tel mouvement d’une interface glissile peut être supprimé s’il rencontre des défauts forts tels que les limites de grain de l’austénite ou les sous-structures de déformation . Des défauts moins forts, tels que des dislocations isolées, retardent également la progression de ces interfaces de produits, mais peuvent souvent être incorporés dans le réseau du produit de transformation. Ces mécanismes indiquent que la déformation de l’austénite peut retarder ou supprimer la progression des interfaces de transformation déplacées. Ce retardement des transformations déplacées par la déformation plastique de l’austénite est appelé stabilisation mécanique de l’austénite et a été trouvé pour toutes les transformations déplacées dans les aciers, y compris la ferrite de Widmanstätten , la martensite et la bainite .

Cet effet de stabilisation mécanique peut être analysé par un modèle établi en équilibrant la contrainte motrice des interfaces qui avancent contre la contrainte de résistance exercée par les dislocations . La contrainte de résistance τ exercée par les dislocations introduites par déformation peut être exprimée comme:

où G est le module de cisaillement, v le coefficient de Poisson, et ρ la densité de dislocation . La contrainte τ T qui conduit l’avancée des interfaces provient du changement d’énergie libre chimique ΔG de la transformation déplacive, τ T = ΦΔG, où Φ est une constante supposée égale à l’unité. ΔG varie avec les températures de transformation. Le mouvement des interfaces s’arrête lorsque la contrainte motrice, τ T , est égale ou inférieure à la contrainte de résistance, τ. La contrainte motrice peut être obtenue en calculant le changement d’énergie libre chimique, et sur la base de cette contrainte motrice, nous pouvons obtenir la plus faible densité de dislocation qui est capable de supprimer le mouvement des interfaces de transformation déplacée.

Le changement d’énergie libre chimique de l’acier testé dans cette recherche a été calculé à l’aide d’un logiciel de calcul thermodynamique, Thermal-Calc, qui accède aux données thermodynamiques (base de données TCFE6) pour calculer les stabilités de phase et les énergies libres. L’énergie stockée due à la déformation de forme accompagnant la transformation en bainite est d’environ 400 J/mol, qui a ensuite été soustraite des résultats du calcul. Les valeurs de la force motrice de la transformation de la BF (après la soustraction de l’énergie stockée de 400 J/mol) à différentes températures sont présentées sur la figure 13a. On peut voir que lorsque la température est inférieure à 645 °C, la transformation bainitique est thermodynamiquement possible pour l’acier testé.

Variation de a la force motrice de transformation de la ferrite bainitique et b la plus faible densité de dislocation supprimant le mouvement d’interface avec l’angle de désorientation correspondant de l’austénite en fonction de la température de transformation

Sur la base de ces résultats de contrainte motrice, les plus faibles densités de dislocation effectives de suppression dans l’austénite ont été calculées en utilisant l’équation (1). (1) avec un module de cisaillement de l’austénite de 8 × 1010 Pa, un coefficient de Poisson de 0,27 et un vecteur de Burgers de 2,52 × 10-10 m . Cependant, la densité de dislocation de l’austénite déformée est difficile à mesurer. Par conséquent, les densités de dislocation ont été grossièrement converties en angles de désorientation de la frontière selon la relation bρ 1/2 ≈ θ où θ est l’angle de désorientation de la frontière.

Les densités de dislocation efficaces à la suppression les plus faibles et les angles de désorientation de la frontière correspondants à différentes températures sont indiqués sur la figure 13b. Au fur et à mesure que la température augmente, par exemple de 460 à 550 °C, l’angle de désorientation de la limite le plus bas efficace pour la suppression augmente, de 0,9° à 2,0°. En ce qui concerne les angles de désorientation sous-grain pratiques formés pendant la déformation de l’austénite, dans la recherche , des essais PSC ont été réalisés sur un alliage modèle Ni-29,5 %Fe-0,01 %C-0,02 %Mn avec une taille de grain initiale de ~ 50 μm, une température de déformation de 900 °C, une vitesse de déformation de 1 s-1 et des déformations allant de 0,2 à 0,7, qui sont très similaires aux conditions expérimentales de la présente étude. Dans la recherche , la relation entre l’angle de désorientation moyen (θ av) et la déformation (ε) à 900 °C a été décrite par une équation de loi de puissance, θ av = 1,77ε 0,23. En utilisant cette relation, avec une déformation de 0,5 dans cette recherche, l’angle de désorientation moyen sous-grain est de 1,5°. Quant à la distribution de l’angle de désorientation, selon l’hypothèse d’échelle , les fonctions de distribution des angles de désorientation normalisés par les angles de désorientation moyens sont les mêmes et insensibles au matériau et au volume de déformation. Sur la base de la distribution mise à l’échelle montrée dans la recherche , la densité d’angle de désorientation la plus élevée apparaît à ~ 0,7θ av , ce qui équivaut à 1,1° avec θ av = 1,5°.

Par conséquent, dans cette étude avec la déformation2 = 0,5, l’abaissement de la température de transformation en augmentant la vitesse de refroidissement, l’angle de désorientation de la limite efficace de suppression la plus faible augmentation, Fig. 13b, et la possibilité que l’interface de transformation BF soit arrêtée par des limites de sous-grains induites par la déformation est réduite, ce qui entraîne la transition de AF à BF avec une vitesse de refroidissement augmentant de 10 à 50 °C s-1. En d’autres termes, avec la même déformation, c’est la température de transformation qui détermine si les sous-structures de déformation peuvent supprimer l’allongement des lattes BF et laisser la place au développement de l’AF.

Sur la base du mécanisme illustré ci-dessus, nous pouvons en outre concevoir que si l’austénite déformée est refroidie très rapidement de la température de déformation à la température ambiante, il devrait y avoir très peu de lattes AF dans la microstructure. Inversement, si l’austénite déformée est refroidie très rapidement depuis la température de déformation jusqu’à une température relativement élevée, puis refroidie lentement, on devrait obtenir une microstructure à dominante AF. Pour confirmer ces conceptions, deux autres échantillons ont été testés. Ils ont tous deux subi le même profil de déformation avec une déformation2 = 0,5, mais l’un d’entre eux a été trempé à l’eau à température ambiante après déformation et l’autre a été refroidi rapidement à 600 °C à partir de 950 °C à 100 °C s-1, puis refroidi lentement à 350 °C à 1 °C s-1, suivi d’une trempe à l’eau à température ambiante. Les microstructures transformées de ces deux échantillons sont présentées à la figure 14. On peut voir clairement que pour l’échantillon trempé à l’eau, la microstructure se compose principalement de BF et de martensite avec une morphologie parallèle évidente et des lattes AF nucléées intragranulaires peuvent difficilement être trouvées. Alors que pour l’autre échantillon, la microstructure transformée est AF dominante avec une disposition irrégulière, et cela prouve encore qu’au lieu des taux de refroidissement, la température de transformation est le paramètre critique pour l’apparition de la transformation AF.

Micrographies électroniques secondaires SEM montrant les microstructures transformées après différents processus de refroidissement avec une déformation2 de 0.5 : a trempe à l’eau à température ambiante ; b refroidissement à 100 °C s-1 jusqu’à 600 °C puis refroidissement lent à 350 °C à 1 °C s-1 suivi d’une trempe à l’eau à température ambiante

Il est clair que sous des taux de refroidissement élevés ou des températures de transformation basses, les sites de nucléation intragranulaires sont incapables d’induire la transformation AF et la microstructure transformée est dominante BF. Pour les microstructures BF, la déformation de l’austénite peut entraîner une forte sélection de variantes, les variantes BF ayant des plans d’habitude parallèles aux plans de glissement actifs pendant la déformation de l’austénite étant favorisées. Ce type de sélection de variantes peut être trouvé dans PA2 et PA3 sur la Fig. 12a. Les traces des limites des lattes sur le plan RD-ND sont éloignées d’environ 32° du RD et, sur la base de l’analyse du facteur de Schmid pour la principale composante de texture idéale de l’austénite pendant la compression par déformation plane, les traces des plans de glissement actifs dans le plan RD-ND sont éloignées de 19,5° à 45° du RD. Par conséquent, pour l’austénite déformée, avec le taux de refroidissement augmentant de 10 à 50 °C s-1, en raison de l’augmentation de la fraction de BF et de la forte sélection de variante de BF résultant de la déformation de l’austénite, la taille effective des grains devient de plus en plus grande comme le montre la figure 10b.

Certaines caractéristiques de la microstructure de l’AF doivent également être expliquées plus en détail.

1. (1)

   Bien que les lattes de BF nucléées sur les PAGB doivent être supprimées pour laisser la place au développement de l’AF, des lattes de BF parallèles, comme indiqué sur la figure 7b, c, n’apparaissent pas sur chaque PAGB. Cela s’explique par le fait que la déformation n’est pas répartie uniformément dans chaque grain d’austénite. Normalement, la déformation aux limites du grain d’austénite est plus élevée que celle à l’intérieur du grain, et par conséquent, les angles de désorientation des limites du sous-grain près des limites du grain d’austénite seront plus élevés que ceux à l’intérieur du grain. Par conséquent, les lattes de BF nucléées par PAGB sont plus susceptibles d’être arrêtées près des limites de grains d’austénite sans former de grands paquets de BF.

2. (2)

   Même dans les microstructures dominantes AF, il y a encore quelques longues lattes de BF à travers l’ensemble des grains d’austénite parents. Cela peut être attribué aux contraintes de déformation inégalement réparties entre les différents grains d’austénite parents. Les différences de sous-structures induites par la déformation entre les grains d’austénite avec différentes orientations ont été signalées dans la recherche .

3. (3)

   Bien que l’augmentation de la température de transformation favorise l’effet de stabilisation mécanique de la déformation de l’austénite et supprime les lattes BF plus efficacement, le volume maximal possible de transformation de l’AF et du BF sera réduit avec l’augmentation de la température de transformation et atteindra finalement zéro à la température de début de transformation bainitique selon le phénomène de transformation incomplète de la transformation bainitique . Par conséquent, la vitesse de refroidissement continu et la température d’interruption du refroidissement doivent être sélectionnées avec soin pour arrêter l’allongement des lattes BF et obtenir simultanément une fraction volumique élevée de microstructure AF et le refroidissement continu est plus approprié que le maintien isotherme pour obtenir une fraction volumique élevée d’AF.

4. (4)

   La transformation PF s’est produite avant que l’AF et le BF puissent consommer les sites de nucléation sur les PAGB et, plus important encore, les atomes de solution solide partitionnés à partir des grains PF peuvent stabiliser leur austénite voisine et retarder la nucléation de la bainite . De plus, les grains PF formés de manière intragranulaire peuvent également supprimer les lattes de BF. Par conséquent, la formation de grains PF est bénéfique à la transformation AF. Mais l’existence de grains PF diminuera sans aucun doute la résistance. Malgré l’effet bénéfique sur la transformation AF, la formation de grains PF n’est pas une condition préalable à la transformation AF. Lors d’une recherche sur le refroidissement de la température de déformation de l’austénite de 850 °C à la température de maintien isotherme de 500-600 °C à une vitesse de 75 °C s-1, la transformation AF s’est toujours produite sans l’aide de la transformation PF. De même, dans cette recherche, on peut voir sur la Fig. 14 qu’avec une vitesse de refroidissement de 100 °C s-1 pour réduire l’interférence de la transformation PF, l’AF reste la microstructure dominante. En d’autres termes, la transformation PF/QF n’est pas une condition préalable à la transformation AF.