Voorwaarden voor het optreden van aciculaire ferriettransformatie in HSLA-staal

Aciculair ferriettransformatiemechanisme

Het transformatiemechanisme van AF is nog steeds omstreden. Door verschillende onderzoekers werd gesuggereerd dat het vergelijkbaar is met diverse veel voorkomende microstructuren in staal, waaronder korrelig bainiet (GB) , quasi-polygonaal ferriet (QF) , Widmanstätten ferriet (WF) en bainitisch ferriet (BF) . Anders , een mengsel van deze microstructuren werd beschouwd als AF in onderzoek .

Hoewel , naar onze mening , AF moet worden geclassificeerd als een type van bainitische transformatie product . Dit oordeel wordt ondersteund door vele kenmerken die verband houden met de AF transformatie en microstructuur. Bijvoorbeeld, in een isothermische holding test , vindt een overgang plaats van BF naar AF, wat betekent dat AF en BF transformaties kunnen plaatsvinden onder dezelfde thermodynamische condities. Bovendien, wanneer de AF transformatie bijna beëindigd is na lang isotherm vasthouden bij 600 °C, was de uiteindelijke volumefractie van AF slechts 51%, wat goed overeenkomt met het onvolledige transformatieverschijnsel van de bainitische transformatie. Wat de microstructuurkenmerken betreft, suggereert het ontbreken van grenzen met desoriëntatiehoeken tussen 21° en 47° in de AF-microstructuren dat AF een bijna Kurdjumov-Sachs (K-S) oriëntatierelatie heeft met het moeder-usteniet, wat betekent dat de AF-transformatie verplaatsend is. Bovendien werd in vele TEM-waarnemingen vastgesteld dat AF-lamellen een hogere dichtheid van dislocaties bevatten dan die welke geassocieerd worden met reconstructieve transformatieproducten, en de AF-microstructuur bestaat uit verschillende parallelle subeenheden met een grootte van minder dan 1 μm, die lijken op de schoofmorfologie van bainitisch ferriet. Samenvattend, AF vertoont gelijksoortig transformatiegedrag en microstructuurkenmerken als die van bainiet; daarom is het redelijk om te zeggen dat het AF-transformatiemechanisme in feite bainietisch is, wat ook door veel andere onderzoekers wordt beaamd.

Overgang van BF naar AF

Hoewel het AF-transformatiemechanisme bainietisch is, heeft AF een heel andere morfologie vergeleken met die van BF. De vorming van AF kan worden verklaard door het bestaan van intragranulaire nucleatieplaatsen die door de deformatie van het austeniet worden geïntroduceerd.

Het nucleatieproces van bainiet houdt verband met de spontane dissociatie van specifieke dislocaties in het moeder-usteniet , wat oorspronkelijk door Olson en Cohen werd voorgesteld voor martensietkiemvorming. Tijdens de nucleatie dissociëren bestaande dislocaties op de dichtst opeengepakte vlakken en vormen groepen stapelfouten, en deze stapelfoutgroepen worden onstabiel en ondergaan een spontane transformatie tijdens afkoeling. De betrokken dislocaties zijn glissiel, zodat dit mechanisme geen diffusie van roosteratomen vereist, hetgeen goed overeenkomt met de lage transformatietemperatuur van bainiet en martensiet, waarbij thermische activering van korte duur is. Ondanks het vergelijkbare nucleatiemechanisme tussen martensiet en bainiet, is koolstofpartitionering vereist tijdens de nucleatie van bainiet om een reductie van de vrije energie te garanderen, als gevolg van de hogere transformatietemperatuur van bainiet.

Dat martensiet gemakkelijk nucleeert in dicht opeengestapelde dislocatie-arrays is algemeen aanvaard, en de potentie van deze nucleatieplaats zou worden bepaald door de hoeveelheid dislocaties in de array, en de nucleus heeft een kritieke hoeveelheid dislocaties binnenin nodig om voldoende potent te zijn. Daarom kunnen naast austenietkorrelgrenzen, waar dicht opeen gestapelde dislocatie-arrays kunnen worden ondergebracht, intragranulaire dislocatie-arrays die door austenietvervorming worden geïntroduceerd ook fungeren als nucleatieplaatsen voor de martensitische transformatie. Bovendien kan het spanningsveld van een martensietlat in wisselwerking staan met het spanningsveld van de intragranulaire nucleatieplaats, een sterk vervormd gebied, zodat de vrije-energiebarrière voor de nucleatie kan afnemen. Nog overtuigender is dat martensietblokken werden gevonden die zich ontwikkelden vanuit subkorrelgrenzen geïntroduceerd door austeniet deformatie door middel van in situ laser scanning confocale microscopie techniek.

Aangezien het AF transformatiemechanisme bainitisch is, zou de nucleatie van AF vergelijkbaar moeten zijn met die van martensiet met de extra vereiste van koolstofpartitionering zoals hierboven geïllustreerd. Het is redelijk om aan te nemen dat dicht op elkaar geplaatste dislocatie-arrays die intragranulair worden geïntroduceerd door austenietdeformatie kunnen fungeren als nucleatieplaatsen voor AF. In feite is de kernenvorming van AF gevonden bij verschillende deformatiesubstructuren, zoals deformatiebanden en dislocatiecelwanden. Daarom, ondanks een breed bereik van gebruikte koelsnelheden (5-50 °C s-1) in dit onderzoek, voor monsters onvervormd (vervorming2 = 0) of licht vervormd (vervorming2 = 0,1), kernen zich voornamelijk op PAGB’s waar dicht gestapelde dislocatie-arrays kunnen worden ondergebracht, en deze latten ontwikkelden zich uiteindelijk tot BF-pakketten met een parallelle morfologie zoals getoond in Fig. 3 en 4a, b. Aan de andere kant, wanneer het austeniet sterk vervormd is, werd een hoge dichtheid van dislocaties in de austenietkorrels gebracht, en deze dislocaties fungeerden als intragranulaire kernen, wat leidde tot de intragranulaire kernen die zich uiteindelijk ontwikkelden tot de AF dominante microstructuren zoals getoond in Fig. 4c, d en 5a-c. Daarom, naarmate de vervorming2 toenam van 0 tot 0,5, vond er een overgang plaats van BF naar AF, Fig. 4, wat het feit onderstreept dat austeniet deformatie vereist is voor de AF transformatie in HSLA staal.

AF latten die intragranulair gekiemd zijn bij deformatie substructuren ontwikkelen zich niet tot een parallelle morfologie op grote schaal omdat de ontwikkeling van een parallelle morfologie gesmoord wordt door botsingen tussen naast elkaar liggende gekiemde AF latten. In feite vormen verschillende aangrenzende parallelle AF-lagen een pakket op kleine schaal en verschillende pakketten hebben verschillende lengterichtingen. AF-pakketjes zullen botsen met andere pakketjes die gevormd worden op nabijgelegen kernen, wat de vorming van een algemene parallelle morfologie verhindert en de onregelmatige morfologie van AF teweegbrengt.

De overgang van grenskern BF naar intragranulair gekiemd AF leidt tot de toename van de HAGB-dichtheid, Fig. 8, en de vermindering van de effectieve korrelgrootte, Fig. 10a. Tijdens de bainiettransformatie vindt een sterke variantenselectie plaats en onder relatief lage afkoelsnelheden of hoge transformatietemperaturen bevoordeelt variantenselectie voornamelijk de variantenparen met lage onderlinge desoriëntatiehoeken, wat resulteert in de lage HAGB-dichtheid, Fig. 8e-f, en grote effectieve korrelgrootte, Fig. 10a. Echter, voor AF dominante microstructuren, verhoogt austeniet deformatie de intragranulaire nucleatieplaatsen, waardoor meer latten direct nucleeren op intragranulaire nucleatieplaatsen in plaats van sympathetisch nucleeren in de vorm van variantenparen. De vorming van deze intragranulaire gekerfde AF-lamellen kan het variante-selectiemechanisme verzwakken, waardoor meer typen varianten en dus grenzen kunnen worden gegenereerd in elke austenietkorrel. Bijgevolg kan door het verhogen van de fractie intragranulair gekiemde AF door austenietdeformatie, een hogere dichtheid van HAGB’s en een kleinere effectieve korrelgrootte worden verkregen.

Overgang van AF naar BF

Het voldoen aan de voorwaarde van het introduceren van intragranulaire kernen, gebeurt de AF-transformatie echter niet noodzakelijkerwijs zoals getoond in Fig. 7f met een afkoelsnelheid van 50 °C s-1. Voor dit monster was reeds een hoge dichtheid van intragranulaire kernen in austeniet geïntroduceerd door deformatie (rek2 = 0,5), maar het transformatieproduct bestaat nog steeds hoofdzakelijk uit een typische BF dominante microstructuur met een parallelle morfologie. Met andere woorden, intragranulaire nucleatieplaatsen zijn niet in staat om de AF transformatie te induceren bij deze hoge afkoelsnelheid. Daarom moet er een andere voorwaarde zijn voor het optreden van AF transformatie.

Om dit uit te zoeken, moet men aandacht besteden aan een gemeenschappelijk kenmerk in Fig. 7b, c. In deze AF dominante microstructuren zijn er enkele korte parallelle BF latten gekernen op PAGB’s en uitgerekt tot austenietkorrels en deze BF latten nemen niet de hele austenietkorrel in beslag en de rest van de austenietkorrel ontwikkelt zich tot AF. Terwijl in de BF dominante microstructuur, Fig. 7d, parallelle BF-lamellen zich uitstrekken van PAGB’s en zich ontwikkelen over de gehele austenietkorrel of botsen met andere BF-lamellen. Om deze microstructurele karakteristieken verder te bevestigen, werden twee gebieden geselecteerd uit de EBSD-kaarten, zoals aangegeven door de zwarte stippellijnen in Fig. 9f, h, respectievelijk. Alle-Euler-hoek gekleurde oriëntatiekaarten van deze twee gebieden met zwarte lijnen die de grenzen met desoriëntatiehoeken hoger dan 3˚ voorstellen, worden getoond in Fig. 11 en 12, respectievelijk. Verschillende austeniet-ouderkorrels (PA) werden van elkaar gescheiden door zorgvuldige vergelijking van de poolfiguurkenmerken van verschillende delen en PAGB’s werden in die figuren gemarkeerd door witte streepjeslijnen. De geldigheid van de scheiding van deze PA-korrels kan worden bewezen door de goede overeenkomst tussen de {100} poolfiguren van de gemeten α-ijzeroriëntaties en die van de variantoriëntaties van de berekende PA-oriëntaties. De in het onderzoek voorgestelde methode werd gebruikt om deze PA-oriëntaties te evalueren volgens de Kurdjumov-Sachs (K-S) oriëntatierelatie. Hoewel de Nishiyama-Wasserman (N-W) oriëntatierelatie ook werd voorgesteld als oriëntatierelatie, bleek dat BF’s worden gevormd door te voldoen aan bijna K-S oriëntatierelatie. Daarom werd hier de K-S oriëntatierelatie gebruikt.

EBSD-analyse van proefstuk met een rek2 van 0.5 en afkoelsnelheid van 10 °C s-1: a gekleurde oriëntatiekaart voor alle Euler-hoeken (zwarte lijnen geven grenzen weer met desoriëntatiehoeken groter dan 3° en PAGB’s worden weergegeven door witte stippellijnen); b {100} poolfiguren van de gemeten ferrietoriëntaties in elke austeniet-ouderkorrel (PA); c {100} poolcijfers van de berekende ouder austeniet (PA) oriëntaties en hun transformatievarianten, respectievelijk

EBSD-analyse van proefstuk met een rek2 van 0.5 en afkoelsnelheid van 50 °C s-1: a alle-Euler-hoek gekleurde oriëntatiekaart (zwarte lijnen geven grenzen weer met desoriëntatiehoeken groter dan 3° en PAGB’s worden weergegeven door witte stippellijnen); b {100} poolfiguren van de gemeten ferrietoriëntaties in elke ouder austeniet (PA) korrel; c {100} poolfiguren van de berekende ouder austeniet (PA) oriëntaties en hun transformatievarianten, respectievelijk

In Fig. 12a, waar BF de dominante microstructuur is, kernen parallelle BF-lamellen die pakketten vormen met vergelijkbare kleuren op PAGB’s en breiden zich uit over de hele korrel of botsen met andere BF-pakketten. In Fig. 11a echter werden parallelle BF-lamellen gekernen op PAGB’s en uitgebreid tot PA2 en transformeerde het resterende austeniet in onregelmatig gerangschikte AF-lamellen, hetgeen zeer goed overeenkomt met de karakteristieken waargenomen in Fig. 7b, c. Het is interessant op te merken dat hoe onregelmatiger de getransformeerde microstructuur, des te meer spreiding van de α-ijzeroriëntaties in de poolfiguren. Er zijn enkele mogelijke redenen voor de spreiding van α-ijzeroriëntaties. Bij langzame afkoelsnelheden kunnen er in de uiteindelijke microstructuur enkele PF/QF korrels gevormd worden die niet noodzakelijkerwijs de K-S oriëntatierelatie volgen met het moeder-usteniet waarin ze groeien. De verspreiding van α-ijzeroriëntaties kan ook een weerspiegeling zijn van de door deformatie geïnduceerde verspreiding van de austenietoriëntatie en het bestaan van meer soorten varianten die door intragranulaire kernen worden bevorderd.

Op basis van de bovenstaande microstructuurkenmerken kan, naast de vereiste van het introduceren van intragranulaire kernen, een andere voorwaarde voor het optreden van de AF-transformatie worden verondersteld, namelijk de volgende. Aangezien austenietkorrelgrenzen zeer krachtige nucleatieplaatsen zijn, nucleeren BF-blokken eerst op de austenietkorrelgrenzen tijdens afkoeling. Als deze BF blokken zich ontwikkelen over de gehele austenietkorrel of botsen met andere grenskernen van BF blokken, wordt een BF dominante microstructuur gevormd. Aan de andere kant, als deze grenskern BF blokken voortijdig worden gesmoord door bepaalde mechanismen en niet de hele moeder austenietkorrel kunnen opnemen, vindt AF transformatie plaats op intragranulaire kernen tijdens het daaropvolgende afkoelingsproces. Daarom zou de onderdrukking van de verlenging van BF latten een andere vereiste moeten zijn voor het optreden van AF transformatie.

Het mogelijke mechanisme dat de verlenging van BF latten onderdrukt is ook gerelateerd aan de austeniet deformatie. Displacive transformaties impliceren de gecoördineerde beweging van roosteratomen, en dergelijke beweging van een glissile interface kan worden onderdrukt als het sterke defecten zoals austeniet korrelgrenzen of deformatie substructuren ontmoet. Minder sterke defecten zoals geïsoleerde dislocaties vertragen ook de voortgang van dergelijke productinterfaces, maar kunnen vaak worden opgenomen in het transformatieproductrooster. Deze mechanismen wijzen erop dat de vervorming van austeniet de voortgang van de verplaatsende transformatie-interfaces kan vertragen of onderdrukken. Deze vertraging van de verplaatsingstransformaties door austeniet plastische vervorming wordt mechanische stabilisatie van austeniet genoemd en is gevonden voor alle verplaatsingstransformaties in staal, met inbegrip van Widmanstätten ferriet , martensiet en bainiet .

Dit mechanische stabilisatie effect kan worden geanalyseerd door een model op te stellen dat de drijvende spanning van de oprukkende interfaces afweegt tegen de weerstandsspanning uitgeoefend door dislocaties . De weerstandsspanning τ uitgeoefend door de vervorming geïntroduceerde dislocaties kan worden uitgedrukt als:

waar G de afschuifmodulus is, v de Poisson’s ratio, en ρ de dislocatiedichtheid . De spanning τ T die de opmars van de grensvlakken aandrijft, is afkomstig van de chemische vrije energieverandering ΔG van de displacatieve transformatie, τ T = ΦΔG, waarbij Φ een constante is die geacht wordt gelijk te zijn aan eenheid. ΔG varieert met de omzettingstemperatuur. De beweging van de raakvlakken stopt wanneer de drijvende spanning, τ T , gelijk is aan of lager is dan de weerstandsspanning, τ. De drijvende spanning kan worden verkregen door de chemische vrije energieverandering te berekenen, en gebaseerd op deze drijvende spanning, kunnen wij de laagste dislocatiedichtheid krijgen die de beweging van de verplaatsingsverplaatsende transformatie raakvlakken kan onderdrukken.

De verandering in chemische vrije energie van het geteste staal in dit onderzoek werd berekend met behulp van een thermodynamische berekeningssoftware, Thermal-Calc, die toegang heeft tot thermodynamische gegevens (TCFE6 database) om fasestabiliteiten en vrije energieën te berekenen. De opgeslagen energie als gevolg van vormvervorming bij de bainiettransformatie is ongeveer 400 J/mol, die vervolgens van de berekeningsresultaten werd afgetrokken. De waarden van de drijvende kracht van de BF transformatie (na aftrek van 400 J/mol opgeslagen energie) bij verschillende temperaturen worden getoond in Fig. 13a. Het is te zien dat bij temperaturen lager dan 645 °C de bainitische transformatie thermodynamisch mogelijk is voor het geteste staal.

Variatie van a bainitische ferriettransformatie drijvende kracht en b de laagste grensvlakbeweging onderdrukkende dislocatiedichtheid met overeenkomstige desoriëntatiehoek van austeniet als functie van transformatietemperatuur

Gebaseerd op deze drijvende spanningsresultaten, werden de laagste onderdrukkingseffectieve dislocatiedichtheden in austeniet berekend met behulp van Eq. (1) met een austeniet afschuifmodulus van 8 × 1010 Pa, Poisson’s ratio 0.27 en Burgers vector 2.52 × 10-10 m . De dislocatiedichtheid van vervormd austeniet is echter moeilijk te meten. Daarom werden de dislocatiedichtheden ruwweg omgezet in grensdisoriëntatiehoeken volgens de relatie bρ 1/2 ≈ θ waarbij θ de grensdisoriëntatiehoek is.

De laagste onderdrukkingseffectieve dislocatiedichtheden en overeenkomstige grensdisoriëntatiehoeken bij verschillende temperaturen worden getoond in Fig. 13b. Naarmate de temperatuur toeneemt, bijvoorbeeld van 460 tot 550 °C, neemt de laagste onderdrukkingseffectieve grensdisoriëntatiehoek toe, van 0,9° tot 2,0°. Wat betreft de praktische sub-korrel desoriëntatiehoeken gevormd tijdens austeniet deformatie, werden in onderzoek PSC testen uitgevoerd op een Ni-29,5%Fe-0,01%C-0,02%Mn modellegering met een initiële korrelgrootte van ~ 50 μm, deformatietemperatuur van 900 °C, deformatiesnelheid van 1 s-1 en spanningen variërend van 0,2 tot 0,7, die zeer vergelijkbaar zijn met de experimentele condities in deze studie. In het onderzoek werd de relatie tussen de gemiddelde desoriëntatiehoek (θ av) en de rek (ε) bij 900 °C beschreven door een machtswetvergelijking, θ av = 1,77ε 0,23. Met behulp van deze relatie, met een rek van 0,5 in dit onderzoek, is de gemiddelde subkorrel-disoriëntatiehoek 1,5°. Wat de verdeling van de desoriëntatiehoeken betreft, volgens de schalingshypothese zijn de verdelingsfuncties van de desoriëntatiehoeken, genormaliseerd door de gemiddelde desoriëntatiehoeken, gelijk en ongevoelig voor materiaal en vervormingsvolume. Op basis van de geschaalde verdeling getoond in onderzoek , de hoogste desoriëntatie hoek dichtheid verschijnt op ~ 0,7θ av , die gelijk is aan 1,1 ° met θ av = 1,5 °.

Daarom, in deze studie met strain2 = 0,5, het verlagen van de transformatie temperatuur door het verhogen van de afkoelsnelheid, de laagste onderdrukkingseffectieve grens desoriëntatie hoek toename, Fig. 13b, en vermindert de mogelijkheid dat de BF transformatie-interface wordt tegengehouden door deformatie-geïnduceerde subkorrelgrenzen, wat resulteert in de overgang van AF naar BF met een afkoelsnelheid die toeneemt van 10 tot 50 °C s-1. Met andere woorden, bij dezelfde vervorming is het de transformatie temperatuur die bepaalt of de deformatie substructuren de verlenging van BF latten kunnen onderdrukken en ruimte geven aan AF om zich te ontwikkelen.

Op basis van het hierboven geïllustreerde mechanisme, kunnen we verder bedenken dat als het vervormde austeniet zeer snel wordt afgekoeld van de vervormingstemperatuur tot kamertemperatuur, er zeer weinig AF latten in de microstructuur zouden moeten zijn. Omgekeerd, indien het vervormde austeniet zeer snel wordt afgekoeld vanaf de vervormingstemperatuur maar tot een relatief hoge temperatuur en vervolgens langzaam wordt afgekoeld, zou een AF dominante microstructuur moeten worden verkregen. Om deze opvattingen te staven, werden nog twee proefstukken beproefd. Beide ondergingen hetzelfde vervormingsprofiel met rek2 = 0,5, maar één van hen werd na vervorming met water tot kamertemperatuur afgekoeld en het andere werd van 950 °C snel tot 600 °C afgekoeld bij 100 °C s-1 en vervolgens langzaam tot 350 °C afgekoeld bij 1 °C s-1 gevolgd door een afkoeling met water tot kamertemperatuur. De getransformeerde microstructuren van deze twee monsters worden getoond in Fig. 14. Het is duidelijk te zien dat voor het met water gedoofde monster de microstructuur voornamelijk bestond uit BF en martensiet met een duidelijke parallelle morfologie en intragranulaire gekerfde AF-lamellen kunnen nauwelijks worden gevonden. Terwijl voor het andere monster de getransformeerde microstructuur AF dominant is met een onregelmatige ordening, en dit bewijst verder dat in plaats van afkoelsnelheden, de transformatietemperatuur de kritische parameter is voor het optreden van de AF transformatie.

SEM secundaire elektronenmicrofoto’s die de getransformeerde microstructuren laten zien na verschillende afkoelingsprocessen met een rek2 van 0.5: a watergekoeld tot kamertemperatuur; b gekoeld bij 100 °C s-1 tot 600 °C en dan langzaam afgekoeld tot 350 °C bij 1 °C s-1 gevolgd door een watergekoelde afkoeling tot kamertemperatuur

Het is duidelijk dat bij hoge koelsnelheden of lage transformatietemperaturen, intragranulaire kernen niet in staat zijn om de AF transformatie te induceren en de getransformeerde microstructuur is BF dominant. Voor BF microstructuren kan austeniet deformatie resulteren in een sterke variantenselectie waarbij BF varianten met habitusvlakken parallel aan de actieve glijvlakken tijdens austeniet deformatie worden bevoordeeld. Dit soort variantenselectie is te vinden in PA2 en PA3 in Fig. 12a. De sporen van de lattengrenzen op het RD-ND vlak zijn ongeveer 32° verwijderd van het RD en gebaseerd op de Schmid factor analyse voor de belangrijkste ideale textuurcomponent van austeniet tijdens vlakke vervormingscompressie , zijn de sporen van actieve glijvlakken in het RD-ND vlak 19.5°-45° verwijderd van het RD. Daarom, voor vervormd austeniet, met de afkoelsnelheid toenemend van 10 tot 50 °C s-1, als gevolg van de toegenomen BF fractie en de sterke BF variantenselectie resulterend uit de austeniet deformatie, wordt de effectieve korrelgrootte steeds groter zoals getoond in Fig. 10b.

Een aantal karakteristieken van de AF-microstructuur behoeven ook nadere verklaring.

1. (1)

   Hoewel de BF-lamellen gekernen op PAGB’s moeten worden onderdrukt om ruimte te geven aan AF om zich te ontwikkelen, verschijnen parallelle BF-lamellen zoals getoond in Fig. 7b, c niet op elke PAGB. Dit komt doordat de vervormingsspanning niet gelijkmatig verdeeld is binnen elke austenietkorrel. Normaal gesproken is de rek aan de austenietkorrelgrenzen groter dan die in het binnenste van de korrel, en dienovereenkomstig zullen de desoriëntatiehoeken van subkorrelgrenzen in de buurt van de austenietkorrelgrens groter zijn dan die in het binnenste van de korrel. Daarom is het waarschijnlijker dat PAGB-genucleerde BF-lamellen bij de austenietkorrelgrenzen worden tegengehouden zonder grote BF-pakketten te vormen.

2. (2)

   Zelfs in AF dominante microstructuren zijn er nog enkele lange BF-lamellen over de gehele austenietkorrel van de moeder. Dit kan worden toegeschreven aan de ongelijk verdeelde vervormingsspanningen tussen verschillende moeder-ustenietkorrels. De verschillen van deformatie-geïnduceerde substructuren tussen austenietkorrels met verschillende oriëntaties werden in onderzoek gerapporteerd.

3. (3)

   Hoewel het verhogen van de transformatietemperatuur het mechanische stabilisatie-effect van austenietdeformatie zal bevorderen en de BF latten effectiever zal onderdrukken, zal het maximaal mogelijke transformatievolume van AF en BF gereduceerd worden met het stijgen van de transformatietemperatuur en uiteindelijk nul bereiken bij de starttemperatuur van de bainiettransformatie volgens het onvolledige transformatiefenomeen van bainiettransformatie. Daarom moeten de continue koelsnelheid en de temperatuur van de koelonderbreking zorgvuldig worden geselecteerd om de verlenging van BF latten te stoppen en tegelijkertijd een hoge volumefractie van AF microstructuur te krijgen en continue koeling is geschikter dan isotherm houden om een hoge volumefractie van AF te krijgen.

4. (4)

   PF transformatie vond plaats voordat zowel het AF als het BF de nucleatieplaatsen op PAGB’s kunnen verbruiken en wat nog belangrijker is, de vaste oplossingsatomen die van PF korrels worden afgescheiden, kunnen hun naburige austeniet stabiliseren en bainietkiemvorming vertragen. Bovendien kunnen intragranulair gevormde PF-korrels ook de BF-lamellen onderdrukken. Daarom is de vorming van PF korrels gunstig voor de AF transformatie. Maar het bestaan van PF korrels zal ongetwijfeld de sterkte verlagen. Ondanks het gunstige effect op de AF transformatie, is de vorming van PF korrels geen noodzakelijke voorwaarde voor AF transformatie. Bij onderzoek dat afkoelde van austeniet vervormingstemperatuur 850 °C tot isothermische holdingtemperatuur 500-600 °C met een snelheid van 75 °C s-1, vond nog steeds AF transformatie plaats zonder de hulp van PF transformatie. Op dezelfde manier kan in dit onderzoek uit Fig. 14 worden gezien dat met een koelsnelheid van 100 °C s-1 om de interferentie van PF transformatie te verminderen, AF nog steeds de dominante microstructuur is. Met andere woorden, PF/QF transformatie is geen voorwaarde voor de AF transformatie.