Condizioni per il verificarsi della trasformazione della ferrite aciculare negli acciai HSLA

Meccanismo di trasformazione della ferrite aciculare

Il meccanismo di trasformazione della FA è ancora controverso. Da diversi ricercatori, è stato suggerito come simile a varie microstrutture comuni negli acciai, tra cui bainite granulare (GB), ferrite quasi poligonale (QF), ferrite di Widmanstätten (WF) e ferrite bainitica (BF). Diversamente, una miscela di queste microstrutture è stata considerata come AF nella ricerca.

Tuttavia, a nostro parere, AF dovrebbe essere classificata come un tipo di prodotto di trasformazione bainitico. Questo giudizio è supportato da molte caratteristiche associate alla trasformazione e alla microstruttura AF. Per esempio, in un test di mantenimento isotermico, si verifica una transizione da BF a AF, il che significa che le trasformazioni AF e BF possono procedere nelle stesse condizioni termodinamiche. Inoltre, quando la trasformazione AF è quasi finita dopo una lunga tenuta isotermica a 600 °C, la frazione di volume finale di AF era solo il 51%, che corrisponde bene al fenomeno di trasformazione incompleta della trasformazione bainitica. Per quanto riguarda le caratteristiche della microstruttura, la mancanza di confini con angoli di disorientamento tra 21° e 47° nelle microstrutture AF suggerisce che AF ha un rapporto di orientamento vicino a Kurdjumov-Sachs (K-S) con l’austenite madre, il che significa che la trasformazione AF è displacive. Inoltre, è stato trovato in molte osservazioni TEM che le guaine AF contengono una maggiore densità di dislocazioni rispetto a quelle associate ai prodotti di trasformazione ricostruttiva, e la microstruttura AF consiste di diverse subunità parallele con una dimensione inferiore a 1 μm che assomiglia alla morfologia dei covoni di ferrite bainitica. In sintesi, AF mostra comportamenti di trasformazione e caratteristiche della microstruttura simili a quelle della bainite; quindi, è ragionevole dire che il meccanismo di trasformazione AF è in realtà bainitico, che è anche concordato da molti altri ricercatori.

Transizione da BF a AF

Anche se il meccanismo di trasformazione AF è bainitico, AF ha una morfologia abbastanza diversa rispetto a quella di BF. La formazione di AF può essere spiegata dall’esistenza di siti di nucleazione intragranulari introdotti dalla deformazione dell’austenite.

Il processo di nucleazione della bainite si riferisce alla dissociazione spontanea di dislocazioni specifiche nell’austenite madre, che è stata originariamente proposta per la nucleazione della martensite da Olson e Cohen. Durante la nucleazione, le dislocazioni esistenti si dissociano sui piani più vicini, formando gruppi di faglie di impilamento, e questi gruppi di faglie di impilamento diventano instabili e subiscono una trasformazione spontanea durante il raffreddamento. Le dislocazioni coinvolte sono glissili, cosicché questo meccanismo non richiede la diffusione di atomi del reticolo, il che corrisponde bene alla bassa temperatura di trasformazione della bainite e della martensite, alla quale l’attivazione termica scarseggia. Nonostante il meccanismo di nucleazione simile tra martensite e bainite, il partizionamento del carbonio è richiesto durante la nucleazione della bainite per garantire una riduzione dell’energia libera, a causa della più alta temperatura di trasformazione della bainite.

Che la martensite nuclei prontamente negli array di dislocazioni densamente impilati è stato ampiamente accettato, e la potenza di questo sito di nucleazione è stata proposta per essere determinata dalla quantità di dislocazioni nell’array e il nucleo richiede una quantità critica di dislocazioni all’interno per essere sufficientemente potente. Pertanto, oltre ai bordi del grano dell’austenite, dove gli array di dislocazioni densamente impilati possono essere ospitati, gli array di dislocazioni intragranulari introdotti dalla deformazione dell’austenite possono anche agire come siti di nucleazione per la trasformazione martensitica. Inoltre, il campo di deformazione di un listello di martensite può interagire con il campo di deformazione del sito di nucleazione intragranulare, una regione altamente deformata, in modo che la barriera di energia libera per la nucleazione possa diminuire. In modo più convincente, sono stati trovati blocchi di martensite che si sviluppano da confini sub-grain introdotti dalla deformazione dell’austenite attraverso la tecnica di microscopia confocale a scansione laser in situ.

Poiché il meccanismo di trasformazione AF è bainitico, la nucleazione di AF dovrebbe essere simile a quella della martensite con l’ulteriore requisito della suddivisione del carbonio come illustrato sopra. È ragionevole supporre che gli array di dislocazioni densamente impilati introdotti intragranulari dalla deformazione dell’austenite possano agire come siti di nucleazione per la FA. In realtà, la nucleazione di AF è stata trovata in varie sottostrutture di deformazione, come bande di deformazione e pareti di celle di dislocazione. Pertanto, nonostante un’ampia gamma di velocità di raffreddamento utilizzate (5-50 °C s-1) in questa ricerca, per i campioni non deformati (strain2 = 0) o leggermente deformati (strain2 = 0,1), i listelli si sono nucleati principalmente su PAGBs dove gli array di dislocazioni densamente impilati possono essere ospitati, e questi listelli infine sviluppati in pacchetti BF con una morfologia parallela come mostrato nelle Figg. 3 e 4a, b. D’altra parte, quando l’austenite è fortemente deformata, un’alta densità di dislocazioni è stata introdotta nei grani di austenite, e queste dislocazioni hanno agito come siti di nucleazione intragranulare, portando ai listelli nucleati intragranulari che infine si sono sviluppati nelle microstrutture AF dominanti come mostrato nelle Figg. 4c, d e 5a-c. Pertanto, con l’aumento della deformazione2 da 0 a 0,5, si è verificata una transizione da BF a AF, Fig. 4, evidenziando il fatto che la deformazione dell’austenite è necessaria per la trasformazione AF negli acciai HSLA.

I listelli AF nucleati intragranulari alle sottostrutture di deformazione non si sviluppano in una morfologia parallela su larga scala perché lo sviluppo di una morfologia parallela è soffocato dall’impingement tra i listelli AF nucleati adiacenti. In realtà, più listelli paralleli adiacenti di FA formano un pacchetto su piccola scala e diversi pacchetti hanno diverse direzioni di allungamento. I pacchetti AF impattano con altri pacchetti formati nei siti di nucleazione vicini, il che impedisce la formazione di una morfologia generale parallela e porta alla morfologia irregolare di AF. La transizione da BF nucleata al confine a AF nucleata intragranulare porta all’aumento della densità HAGB, Fig. 8, e alla riduzione della dimensione effettiva del grano, Fig. 10a. Durante la trasformazione della bainite, si verifica una forte selezione delle varianti e sotto tassi di raffreddamento relativamente lenti o alte temperature di trasformazione, la selezione delle varianti favorisce principalmente le coppie di varianti con bassi angoli di disorientamento tra loro, con conseguente bassa densità HAGB, Fig. 8e-f, e grande dimensione effettiva dei grani, Fig. 10a. Tuttavia, per le microstrutture dominanti AF, la deformazione dell’austenite aumenta i siti di nucleazione intragranulare, quindi, più listelli nucleano direttamente nei siti di nucleazione intragranulare invece di nucleare simpaticamente in forma di coppie di varianti. La formazione di questi listelli AF nucleati intragranulari può indebolire il meccanismo di selezione delle varianti, e quindi più tipi di varianti e quindi i confini possono essere generati in ogni grano di austenite. Di conseguenza, aumentando la frazione di AF intragranulare nucleata dalla deformazione dell’austenite, si può ottenere una maggiore densità di HAGBs e una minore dimensione effettiva del grano.

Transizione da AF a BF

Tuttavia, soddisfacendo la condizione di introdurre siti di nucleazione intragranulare, la trasformazione AF non avviene necessariamente come mostrato in Fig. 7f con una velocità di raffreddamento di 50 °C s-1. Per questo campione, un’alta densità di siti di nucleazione intragranulare era già stata introdotta nell’austenite per deformazione (strain2 = 0,5), ma il prodotto di trasformazione consiste ancora principalmente in una tipica microstruttura dominante BF con una morfologia parallela. In altre parole, i siti di nucleazione intragranulare non sono in grado di indurre la trasformazione AF a questo alto tasso di raffreddamento. Pertanto, ci deve essere un’altra condizione necessaria per il verificarsi della trasformazione AF.

Per capire questo, si dovrebbe prestare attenzione a una caratteristica comune in Fig. 7b, c. In queste microstrutture dominanti AF, ci sono alcuni brevi listelli paralleli BF nucleati su PAGBs e allungati in grani di austenite e questi listelli BF non occupano l’intero grano di austenite e il resto del grano di austenite si sviluppa in AF. Mentre nella microstruttura dominante BF, Fig. 7d, i listelli BF paralleli si estendono dalle PAGB e si sviluppano attraverso l’intero grano di austenite o impattano con altri listelli BF. Per confermare ulteriormente queste caratteristiche microstrutturali, sono state selezionate due aree dalle mappe EBSD come indicato dai blocchi neri tratteggiati in Fig. 9f, h, rispettivamente. Le mappe di orientamento colorate con tutti gli angoli di Eulero di queste due aree con linee nere che rappresentano i confini con angoli di disorientamento superiori a 3˚ sono mostrate nelle Figg. 11 e 12, rispettivamente. Diversi grani di austenite madre (PA) sono stati separati l’uno dall’altro confrontando attentamente le caratteristiche delle figure polari di diverse parti e i PAGB sono stati evidenziati da linee bianche in queste figure. La validità della separazione di questi grani PA può essere dimostrata dalla buona corrispondenza tra le figure polari {100} degli orientamenti del ferro α misurati e quelle degli orientamenti varianti degli orientamenti PA calcolati. Il metodo proposto nella ricerca è stato utilizzato per valutare questi orientamenti PA seguendo la relazione di orientamento Kurdjumov-Sachs (K-S). Sebbene la relazione di orientamento Nishiyama-Wasserman (N-W) sia stata proposta anche come relazione di orientamento, si è scoperto che i BF si formano soddisfacendo la relazione di orientamento K-S. Pertanto, la relazione di orientamento K-S è stata usata qui.

In Fig. 12a dove la BF è la microstruttura dominante, i listelli paralleli BF che formano pacchetti con colori simili si sono nucleati sulle PAGB e si sono estesi su tutto il grano o si sono impattati con altri pacchetti BF. Tuttavia, nella Fig. 11a, i listelli paralleli BF nucleati sulle PAGB ed estesi in PA2 sono stati soffocati e l’austenite rimanente si è trasformata in listelli AF disposti in modo irregolare, il che corrisponde molto bene alle caratteristiche osservate in Fig. 7b, c. È interessante notare che più irregolare è la microstruttura trasformata, maggiore è la diffusione degli orientamenti del ferro α nelle figure del polo. Ci sono alcune possibili ragioni per la diffusione degli orientamenti del ferro α. Sotto tassi di raffreddamento lenti, ci possono essere alcuni grani PF/QF formati nella microstruttura finale che non seguono necessariamente la relazione di orientamento K-S con l’austenite madre in cui crescono. La diffusione degli orientamenti del ferro α può anche riflettere la diffusione dell’orientamento dell’austenite indotta dalla deformazione e l’esistenza di più tipi di varianti promosse dalla nucleazione intragranulare.

In base alle caratteristiche della microstruttura di cui sopra, oltre al requisito di introdurre siti di nucleazione intragranulare, un’altra condizione per il verificarsi della trasformazione AF può essere ipotizzata come segue. Poiché i bordi del grano dell’austenite sono siti di nucleazione molto potenti, i blocchi BF si nucleano prima sui bordi del grano dell’austenite durante il raffreddamento. Se questi blocchi BF si sviluppano attraverso l’intero grano di austenite o impattano con altri blocchi BF nucleati al limite, si forma una microstruttura dominante BF. D’altra parte, se questi blocchi BF nucleati al confine sono soffocati prematuramente da alcuni meccanismi e non possono occupare l’intero grano di austenite madre, la trasformazione AF nei siti di nucleazione intragranulare avviene durante il successivo processo di raffreddamento. Perciò, la soppressione dell’allungamento dei listelli BF dovrebbe essere un altro requisito per il verificarsi della trasformazione AF.

Il possibile meccanismo che sopprime l’allungamento dei listelli BF è anche legato alla deformazione dell’austenite. Le trasformazioni displacee coinvolgono il movimento coordinato degli atomi del reticolo, e tale movimento di un’interfaccia glissile può essere soppresso se incontra forti difetti come i confini di grano dell’austenite o le sottostrutture di deformazione. Difetti meno forti come le dislocazioni isolate ritardano anche il progresso di tali interfacce di prodotto, ma spesso possono essere incorporate nel reticolo del prodotto di trasformazione. Questi meccanismi indicano che la deformazione dell’austenite può ritardare o sopprimere l’avanzamento delle interfacce di trasformazione displacive. Questo ritardo delle trasformazioni displacive da parte della deformazione plastica dell’austenite è chiamato stabilizzazione meccanica dell’austenite ed è stato trovato per tutte le trasformazioni displacive negli acciai, compresa la ferrite di Widmanstätten, la martensite e la bainite.

Questo effetto di stabilizzazione meccanica può essere analizzato da un modello stabilito bilanciando lo stress di guida delle interfacce che avanzano contro lo stress di resistenza esercitato dalle dislocazioni. Lo stress di resistenza τ esercitato dalle dislocazioni introdotte per deformazione può essere espresso come:

$$ \tau = \frac{Gb\rho^{1/2}}{8\pi (1 – \nu )} $$

(1)

dove G è il modulo di taglio, v il rapporto di Poisson, e ρ la densità delle dislocazioni . La sollecitazione τ T che guida l’avanzamento delle interfacce ha origine dalla variazione di energia libera chimica ΔG della trasformazione displattiva, τ T = ΦΔG, dove Φ è una costante assunta pari all’unità. ΔG varia con le temperature di trasformazione. Il movimento delle interfacce si ferma quando la sollecitazione motrice, τ T, è uguale o inferiore alla sollecitazione di resistenza, τ. La sollecitazione motrice può essere ottenuta calcolando il cambiamento di energia libera chimica, e sulla base di questa sollecitazione motrice, possiamo ottenere la densità di dislocazione più bassa che è in grado di sopprimere il movimento delle interfacce di trasformazione displacive.

La variazione di energia libera chimica dell’acciaio testato in questa ricerca è stata calcolata utilizzando un software di calcolo termodinamico, Thermal-Calc, che accede a dati termodinamici (database TCFE6) per calcolare le stabilità di fase e le energie libere. L’energia immagazzinata dovuta alla deformazione di forma che accompagna la trasformazione bainitica è di circa 400 J/mol che è stata successivamente sottratta dai risultati del calcolo. I valori della forza motrice della trasformazione BF (dopo la sottrazione dell’energia immagazzinata di 400 J/mol) a diverse temperature sono mostrati in Fig. 13a. Si può vedere che quando la temperatura è inferiore a 645 °C, la trasformazione bainitica è termodinamicamente possibile per l’acciaio testato.

Basato su questi risultati di stress di guida, le più basse densità di dislocazioni efficaci per la soppressione nell’austenite sono state calcolate usando l’Eq. (1) con un modulo di taglio dell’austenite di 8 × 1010 Pa, rapporto di Poisson 0,27 e vettore di Burgers 2,52 × 10-10 m . Tuttavia, la densità di dislocazione dell’austenite deformata è difficile da misurare. Pertanto, le densità di dislocazione sono state approssimativamente convertite in angoli di disorientamento al confine secondo la relazione bρ 1/2 ≈ θ dove θ è l’angolo di disorientamento al confine.

Le più basse densità di dislocazione efficaci per la soppressione e i corrispondenti angoli di disorientamento al confine a diverse temperature sono mostrati in Fig. 13b. All’aumentare della temperatura, per esempio, da 460 a 550 °C, l’angolo di disorientamento più basso soppressione-efficace del confine aumenta, da 0,9° a 2,0°. Per quanto riguarda gli angoli pratici di disorientamento sub-grain formati durante la deformazione dell’austenite, nella ricerca, i test PSC sono stati condotti su una lega modello Ni-29.5%Fe-0.01%C-0.02%Mn con una dimensione iniziale del grano di ~ 50 μm, temperatura di deformazione di 900 °C, velocità di deformazione di 1 s-1 e deformazioni che vanno da 0.2 a 0.7, che sono molto simili alle condizioni sperimentali nel presente studio. Nella ricerca, la relazione tra l’angolo di disorientamento medio (θ av) e la deformazione (ε) a 900 °C è stata descritta da un’equazione di legge di potenza, θ av = 1,77ε 0,23. Usando questa relazione, con una deformazione di 0,5 in questa ricerca, l’angolo di disorientamento medio dei sottograni è di 1,5°. Per quanto riguarda la distribuzione degli angoli di disorientamento, secondo l’ipotesi di scala, le funzioni di distribuzione degli angoli di disorientamento normalizzate dagli angoli di disorientamento medi sono le stesse e insensibili al materiale e al volume della deformazione. Sulla base della distribuzione scalare mostrata nella ricerca, la più alta densità dell’angolo di disorientamento appare a ~ 0,7θ av , che equivale a 1,1° con θ av = 1,5°.

Quindi, in questo studio con strain2 = 0,5, abbassando la temperatura di trasformazione aumentando la velocità di raffreddamento, il più basso aumento dell’angolo di disorientamento limite soppressione-efficace, Fig. 13b, e la possibilità dell’interfaccia di trasformazione BF essere fermato da deformazione indotta sub-grain confini è ridotto, con conseguente transizione da AF a BF con velocità di raffreddamento aumentando da 10 a 50 °C s-1. In altre parole, a parità di sforzo, è la temperatura di trasformazione che determina se le sottostrutture di deformazione possono sopprimere l’allungamento delle lamelle BF e dare spazio allo sviluppo di AF.

In base al meccanismo illustrato sopra, possiamo inoltre concepire che se l’austenite deformata viene raffreddata molto velocemente dalla temperatura di deformazione alla temperatura ambiente, ci dovrebbero essere pochissime lamelle AF nella microstruttura. Al contrario, se l’austenite deformata viene raffreddata molto velocemente dalla temperatura di deformazione ma ad una temperatura relativamente alta e poi raffreddata lentamente, si dovrebbe ottenere una microstruttura dominante AF. Per testimoniare queste concezioni, sono stati testati altri due campioni. Entrambi sono stati sottoposti allo stesso profilo di deformazione con strain2 = 0,5, ma uno di loro è stato raffreddato ad acqua a temperatura ambiente dopo la deformazione e l’altro è stato raffreddato velocemente a 600 °C da 950 °C a 100 °C s-1 e poi raffreddato lentamente a 350 °C a 1 °C s-1 seguito da un raffreddamento ad acqua a temperatura ambiente. Le microstrutture trasformate di questi due campioni sono mostrate in Fig. 14. Si può vedere chiaramente che per il campione raffreddato ad acqua la microstruttura consisteva principalmente di BF e martensite con un’evidente morfologia parallela e difficilmente si possono trovare dei listelli AF nucleati intragranulari. Mentre per l’altro campione, la microstruttura trasformata è AF dominante con una disposizione irregolare, e questo prova ulteriormente che invece della velocità di raffreddamento, la temperatura di trasformazione è il parametro critico per il verificarsi della trasformazione AF.

E’ chiaro che sotto alti tassi di raffreddamento o basse temperature di trasformazione, i siti di nucleazione intragranulare non sono in grado di indurre la trasformazione AF e la microstruttura trasformata è dominante BF. Per le microstrutture BF, la deformazione dell’austenite può provocare una forte selezione di varianti che le varianti BF con piani di abitudine paralleli ai piani di scorrimento attivi durante la deformazione dell’austenite sono favorite. Questo tipo di selezione delle varianti può essere trovato in PA2 e PA3 in Fig. 12a. Le tracce dei confini dei listelli sul piano RD-ND sono a circa 32° di distanza dalla RD e in base all’analisi del fattore Schmid per la principale componente ideale di tessitura dell’austenite durante la compressione della deformazione piana, le tracce dei piani di scorrimento attivi nel piano RD-ND sono a 19,5°-45° di distanza dalla RD. Pertanto, per l’austenite deformata, con l’aumento della velocità di raffreddamento da 10 a 50 °C s-1, a causa dell’aumento della frazione BF e della forte selezione della variante BF risultante dalla deformazione dell’austenite, la dimensione effettiva del grano diventa sempre più grande come mostrato in Fig. 10b.

Alcune caratteristiche della microstruttura AF hanno bisogno di ulteriori spiegazioni.

(1)
Anche se i listelli BF nucleati sulle PAGB devono essere soppressi per dare spazio allo sviluppo di AF, i listelli BF paralleli come mostrato in Fig. 7b, c non appaiono su ogni PAGB. Questo perché la deformazione non è distribuita uniformemente all’interno di ogni grano di austenite. Normalmente la deformazione ai confini del grano dell’austenite è più alta di quella all’interno del grano e, di conseguenza, gli angoli di disorientamento dei confini del sottograno vicino al confine del grano dell’austenite saranno più alti di quelli all’interno del grano. Di conseguenza, è più probabile che i listelli BF nucleati da PAGB si fermino vicino ai confini dei grani dell’austenite senza formare grandi pacchetti BF.
(2)
Anche nelle microstrutture dominanti AF, ci sono ancora alcuni lunghi listelli BF attraverso i grani interi dell’austenite madre. Questo può essere attribuito agli sforzi di deformazione distribuiti in modo non uniforme tra i diversi grani di austenite madre. Le differenze delle sottostrutture indotte dalla deformazione tra i grani di austenite con orientamenti diversi sono state riportate nella ricerca.
(3)
Anche se aumentando la temperatura di trasformazione si promuove l’effetto di stabilizzazione meccanica della deformazione dell’austenite e si sopprimono più efficacemente le guaine BF, il volume massimo di trasformazione possibile di AF e BF si riduce con l’aumento della temperatura di trasformazione e infine raggiunge lo zero alla temperatura di inizio della trasformazione della bainite secondo il fenomeno di trasformazione incompleta della trasformazione bainitica. Pertanto, la velocità di raffreddamento continuo e la temperatura di interruzione del raffreddamento devono essere selezionati con attenzione per fermare l’allungamento di BF listelli e contemporaneamente ottenere una frazione di volume elevato di microstruttura AF e raffreddamento continuo è più adatto di tenuta isotermica per ottenere una frazione di volume elevato di AF.
(4)
La trasformazione PF è avvenuta prima che sia l’AF che la BF possano consumare i siti di nucleazione su PAGBs e più importante, gli atomi di soluzione solida partizionati dai grani PF possono stabilizzare la loro austenite vicina e ritardare la nucleazione della bainite. Inoltre, i grani PF formati intragranulari possono anche sopprimere i listelli BF. Pertanto, la formazione di grani PF è vantaggiosa per la trasformazione AF. Ma l’esistenza di grani PF abbasserà senza dubbio la resistenza. Nonostante l’effetto benefico sulla trasformazione AF, la formazione di grani PF non è un prerequisito per la trasformazione AF. Nella ricerca di raffreddamento dalla temperatura di deformazione dell’austenite 850 °C alla temperatura di mantenimento isotermico 500-600 °C ad una velocità di 75 °C s-1, la trasformazione AF si è ancora verificata senza l’aiuto della trasformazione PF. Allo stesso modo, in questa ricerca, si può vedere dalla Fig. 14 che con una velocità di raffreddamento di 100 °C s-1 per ridurre l’interferenza della trasformazione PF, AF è ancora la microstruttura dominante. In altre parole, la trasformazione PF/QF non è un prerequisito per la trasformazione AF.

Meccanismo di trasformazione della ferrite aciculare

Transizione da BF a AF

Transizione da AF a BF

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