Condiții de apariție a transformării feritei aciculare în oțelurile HSLA

Mecanismul de transformare a feritei aciculare

Mecanismul de transformare a FA este încă controversat. De către diferiți cercetători, a fost sugerat ca fiind similar cu diverse microstructuri comune în oțeluri, inclusiv bainita granulară (GB) , ferita cvasi-poligonală (QF) , ferita Widmanstätten (WF) și ferita bainitică (BF) . În mod diferit, un amestec al acestor microstructuri a fost considerat ca AF în cercetare .

Cu toate acestea, în opinia noastră, AF ar trebui să fie clasificat ca un tip de produs de transformare bainitică. Această apreciere este susținută de multe caracteristici asociate cu transformarea și microstructura AF. De exemplu, într-un test de menținere izotermă , are loc o tranziție de la BF la AF, ceea ce înseamnă că transformările AF și BF pot avea loc în aceleași condiții termodinamice. Mai mult, atunci când transformarea AF este aproape finalizată după o menținere izotermă îndelungată la 600 °C, fracția volumică finală de AF a fost de numai 51% , ceea ce corespunde bine fenomenului de transformare incompletă a transformării bainitice . În ceea ce privește caracteristicile microstructurii, lipsa limitelor cu unghiuri de dezorientare între 21° și 47° în microstructurile AF sugerează că AF păstrează o relație de orientare apropiată de Kurdjumov-Sachs (K-S) cu austenita mamă, ceea ce înseamnă că transformarea AF este displactivă. În plus, s-a constatat în multe observații TEM că lamelele de AF conțin o densitate mai mare de dislocații decât cele asociate cu produsele de transformare reconstructivă , iar microstructura AF constă în mai multe subunități paralele cu o dimensiune mai mică de 1 μm care seamănă cu morfologia de teasc a feritei bainitice . Pe scurt, AF prezintă comportamente de transformare și caracteristici de microstructură similare cu cele ale bainitei; prin urmare, este rezonabil să spunem că mecanismul de transformare AF este, de fapt, bainitic, lucru cu care sunt de acord și mulți alți cercetători .

Tranziția de la BF la AF

Deși mecanismul de transformare AF este bainitic, AF are o morfologie destul de diferită în comparație cu cea a BF. Formarea AF poate fi explicată prin existența unor situsuri de nucleare intragranulară introduse prin deformarea austenitei.

Procesul de nucleare a bainitei este legat de disocierea spontană a dislocațiilor specifice din austenita mamă , care a fost propus inițial pentru nuclearea martensitei de către Olson și Cohen . În timpul nucleării, dislocațiile existente se disociază pe cele mai apropiate planuri de împachetare, formând grupuri de falii de stivuire, iar aceste grupuri de falii de stivuire devin instabile și suferă o transformare spontană în timpul răcirii. Dislocațiile implicate sunt glisante, astfel încât acest mecanism nu necesită difuzia atomilor din rețea, ceea ce corespunde bine temperaturii scăzute de transformare a bainitei și martensitei la care activarea termică este deficitară . În ciuda mecanismului de nucleare similar între martensită și bainită, este necesară o partiție a carbonului în timpul nucleării bainitei pentru a garanta o reducere a energiei libere, din cauza temperaturii de transformare mai ridicate a bainitei .

Că martensita se nucleează cu ușurință la rețelele de dislocații suprapuse dens a fost acceptat pe scară largă , și s-a propus ca potența acestui loc de nucleare să fie determinată de cantitatea de dislocații din rețea, iar nucleul necesită o cantitate critică de dislocații în interior pentru a fi suficient de puternic . Prin urmare, pe lângă granițele de grăunți de austenită, unde pot fi găzduite rețele de dislocații suprapuse dens, rețelele de dislocații intragranulare introduse prin deformarea austenitei pot acționa, de asemenea, ca situsuri de nucleare pentru transformarea martensitică. Mai mult decât atât, câmpul de deformare al unui stâlp de martensită poate interacționa cu câmpul de deformare al locului de nucleare intragranulară, o regiune puternic deformată, astfel încât bariera de energie liberă pentru nucleare poate scădea . Mai convingător, s-a constatat că blocurile de martensită se dezvoltă din limitele subgranulare introduse de deformarea austenitei prin tehnica de microscopie confocală cu scanare laser in situ .

Din moment ce mecanismul de transformare AF este bainitic, nuclearea AF ar trebui să fie similară cu cea a martensitei, cu cerința suplimentară de partiționare a carbonului, așa cum s-a ilustrat mai sus. Este rezonabil să presupunem că rețelele de dislocații suprapuse dens introduse intragranular prin deformarea austenitei pot acționa ca situsuri de nucleare pentru AF. De fapt, nuclearea AF a fost constatată la diferite substructuri de deformare, cum ar fi benzile de deformare și pereții celulelor de dislocație . Prin urmare, în ciuda unei game largi de viteze de răcire utilizate (5-50 °C s-1) în această cercetare, pentru probele nedeformate (deformație2 = 0) sau ușor deformate (deformație2 = 0,1), lamelele s-au nucleat în principal pe PAGB unde pot fi găzduite rețele de dislocații dens stivuite, iar aceste lamele s-au dezvoltat în cele din urmă în pachete de BF cu o morfologie paralelă, așa cum se arată în figurile . 3 și 4a, b. Pe de altă parte, atunci când austenita este puternic deformată, o densitate mare de dislocații a fost introdusă în grăunții de austenită, iar aceste dislocații au acționat ca situsuri de nucleare intragranulară, ceea ce a condus la laturile nucleate intragranular care s-au dezvoltat în cele din urmă în microstructurile dominante AF, așa cum se arată în figurile 4c, d și 5a-c. Prin urmare, pe măsură ce deformația2 a crescut de la 0 la 0,5, a avut loc o tranziție de la BF la AF, Fig. 4, evidențiind faptul că deformarea austenitei este necesară pentru transformarea AF în oțelurile HSLA.

Lățurile AF nucleate intragranular la substructurile de deformare nu se dezvoltă într-o morfologie paralelă pe scară largă deoarece dezvoltarea unei morfologii paralele este înăbușită de impingementul dintre lamele AF nucleate adiacente . De fapt, mai multe lamele AF paralele adiacente formează un pachet la scară mică, iar diferite pachete au direcții de alungire diferite . Pachetele de AF se vor impacta cu alte pachete formate la locurile de nucleare din apropiere, ceea ce împiedică formarea unei morfologii generale paralele și determină morfologia neregulată a AF .

Tranziția de la BF nucleat la limită la AF nucleat intragranular conduce la creșterea densității HAGB, Fig. 8, și la reducerea dimensiunii efective a grăuntelui, Fig. 10a. În timpul transformării bainitei, are loc o selecție puternică a variantelor și, în cazul unor viteze de răcire relativ lente sau al unor temperaturi de transformare ridicate, selecția variantelor favorizează în principal perechile de variante cu unghiuri de dezorientare scăzute între ele , ceea ce duce la densitatea scăzută a HAGB, Fig. 8e-f, și la dimensiunea efectivă a grăuntelui mare, Fig. 10a. Cu toate acestea, pentru microstructurile dominante AF, deformarea austenitei mărește situsurile de nucleare intragranulară, prin urmare, mai multe lamele se nucleează direct la situsurile de nucleare intragranulară în loc să se nucleeze prin simpatie sub formă de perechi de variante. Formarea acestor lamele AF cu nucleare intragranulară poate slăbi mecanismul de selecție a variantelor , și astfel pot fi generate mai multe tipuri de variante și, prin urmare, granițe în fiecare grăunte de austenită. În consecință, crescând fracția de AF nucleate intragranular prin deformarea austenitei, se poate obține o densitate mai mare de HAGB și o dimensiune efectivă a grăuntelui mai mică.

Transformarea de la AF la BF

Cu toate acestea, îndeplinind condiția introducerii situsurilor de nucleare intragranulară, transformarea AF nu se produce neapărat așa cum se arată în Fig. 7f cu o viteză de răcire de 50 °C s-1. Pentru această probă, o densitate mare de situsuri de nucleație intragranulară a fost deja introdusă în austenită prin deformare (strain2 = 0,5), dar produsul de transformare constă încă în principal într-o microstructură dominantă tipică BF cu o morfologie paralelă. Cu alte cuvinte, situsurile de nucleație intragranulară nu sunt capabile să inducă transformarea AF la această rată de răcire ridicată. Prin urmare, trebuie să existe o altă condiție necesară pentru apariția transformării AF.

Pentru a ne da seama de acest lucru, ar trebui să acordăm atenție unei caracteristici comune în Fig. 7b, c. În aceste microstructuri dominante AF, există câteva lamele scurte și paralele de BF nucleate pe PAGB și întinse în grăunții de austenită și aceste lamele de BF nu ocupă întregul grăunte de austenită, iar restul grăunților de austenită se transformă în AF. În timp ce în cazul microstructurii BF dominante, Fig. 7d, lamele BF paralele se extind de la PAGBs și se dezvoltă de-a lungul întregului grăunte de austenită sau intră în contact cu alte lamele BF. Pentru a confirma în continuare aceste caracteristici microstructurale, au fost selectate două zone din hărțile EBSD, așa cum sunt indicate de blocurile punctate în negru din Fig. 9f, respectiv h. Hărțile de orientare colorate cu toate unghiurile Euler ale acestor două zone, cu linii negre reprezentând limitele cu unghiuri de dezorientare mai mari de 3˚, sunt prezentate în figurile 11 și, respectiv, 12. Diferitele granule de austenită parentală (PA) au fost separate unele de altele prin compararea atentă a caracteristicilor figurilor polare ale diferitelor părți, iar PAGB au fost evidențiate prin linii albe cu liniuțe în aceste figuri. Validitatea separării acestor grăunți PA poate fi dovedită prin buna corespondență dintre figurile polare {100} ale orientărilor de fier α măsurate și cele ale orientărilor variante ale orientărilor PA calculate. Metoda propusă în cercetare a fost utilizată pentru a evalua aceste orientări PA urmărind relația de orientare Kurdjumov-Sachs (K-S). Deși relația de orientare Nishiyama-Wasserman (N-W) a fost, de asemenea, propusă ca relație de orientare, s-a constatat că BF-urile sunt formate prin satisfacerea relației de orientare apropiată de K-S . Prin urmare, relația de orientare K-S a fost utilizată aici.

Analiza EBSD a epruvetei cu deformație2 de 0.5 și viteză de răcire de 10 °C s-1: a harta de orientare colorată cu toate unghiurile lui Euler (liniile negre reprezintă limitele cu unghiuri de dezorientare mai mari de 3°, iar PAGB sunt reprezentate prin linii albe punctate); b {100} figuri polare ale orientărilor măsurate ale feritei în fiecare grăunte de austenită mamă (PA); c {100} figurile polare ale orientărilor austenitei părinte (PA) calculate și respectiv variantele de transformare ale acestora

Analiza EBSD a epruvetei cu deformație2 de 0.5 și viteză de răcire de 50 °C s-1: a harta orientărilor colorate cu toate unghiurile lui Euler (liniile negre reprezintă limitele cu unghiuri de dezorientare mai mari de 3°, iar PAGB sunt reprezentate prin linii albe punctate); b {100} figuri polare ale orientărilor feritei măsurate în fiecare grăunte de austenită mamă (PA); c {100} figuri polare ale orientărilor austenitei mamă (PA) calculate și, respectiv, ale variantelor lor de transformare

În Fig. 12a, unde BF este microstructura dominantă, lamele paralele de BF care formează pachete cu culori similare s-au nucleat pe PAGB și s-au extins pe întregul grăunte sau au intrat în contact cu alte pachete de BF. Cu toate acestea, în Fig. 11a, lamelele BF paralele nucleate pe PAGBs și extinse în PA2 au fost înăbușite, iar austenita rămasă s-a transformat în lamele AF dispuse neregulat, ceea ce corespunde foarte bine caracteristicilor observate în Fig. 7b, c. Este interesant de observat că, cu cât microstructura transformată este mai neregulată, cu atât mai multă răspândire a orientărilor de fier α în figurile polare. Există câteva motive posibile pentru răspândirea orientărilor de fier α. În cazul unor viteze de răcire lente, este posibil ca în microstructura finală să se formeze niște granule PF/QF care nu urmează neapărat relația de orientare K-S cu austenita mamă în care se dezvoltă. Răspândirea orientărilor de fier α poate reflecta, de asemenea, răspândirea orientării austenitei indusă de deformare și existența mai multor tipuri de variante promovate de nuclearea intragranulară.

Pe baza caracteristicilor microstructurii de mai sus, pe lângă cerința introducerii unor situsuri de nucleare intragranulară, se poate emite ipoteza unei alte condiții pentru apariția transformării AF, după cum urmează. Deoarece limitele grăunților de austenită sunt situsuri de nucleație foarte puternice, blocurile BF se nuclează mai întâi pe limitele grăunților de austenită în timpul răcirii. Dacă aceste blocuri BF se dezvoltă de-a lungul întregului grăunte de austenită sau intră în contact cu alte blocuri BF nucleate la graniță, se formează o microstructură dominantă BF. Pe de altă parte, dacă aceste blocuri BF nucleate la limită sunt înăbușite prematur de anumite mecanisme și nu pot cuprinde întregul grăunte de austenită părinte, transformarea AF la locurile de nucleare intragranulară are loc în timpul procesului de răcire ulterior. Prin urmare, suprimarea prelungirii șirurilor BF ar trebui să fie o altă cerință pentru apariția transformării AF.

Mecanismul posibil care suprimă prelungirea șirurilor BF este, de asemenea, legat de deformarea austenitei. Transformările displazice implică mișcarea coordonată a atomilor din rețea, iar o astfel de mișcare a unei interfețe glisante poate fi suprimată dacă aceasta întâlnește defecte puternice, cum ar fi granițele de grăunți de austenită sau substructurile de deformare . Defectele mai puțin puternice, cum ar fi dislocațiile izolate, întârzie, de asemenea, progresul unor astfel de interfețe de produs, dar pot fi adesea încorporate în rețeaua produsului de transformare. Aceste mecanisme indică faptul că deformarea austenitei poate întârzia sau suprima avansul interfețelor de transformare displazică. Această întârziere a transformărilor displazice prin deformarea plastică a austenitei se numește stabilizare mecanică a austenitei și a fost constatată pentru toate transformările displazice din oțeluri, inclusiv pentru ferita Widmanstätten , martensita și bainita .

Acest efect de stabilizare mecanică poate fi analizat printr-un model stabilit prin echilibrarea tensiunii conducătoare de avansare a interfețelor cu tensiunea de rezistență exercitată de dislocații . Tensiunea de rezistență τ exercitată de dislocațiile introduse prin deformare poate fi exprimată astfel:

unde G este modulul de forfecare, v raportul Poisson, iar ρ densitatea dislocațiilor . Tensiunea τ T care determină avansul interfețelor provine din variația de energie liberă chimică ΔG a transformării dislocative, τ T = ΦΔG, unde Φ este o constantă presupusă a fi egală cu unitatea. ΔG variază în funcție de temperaturile de transformare. Mișcarea interfețelor se oprește atunci când tensiunea de conducere, τ T , este egală sau mai mică decât tensiunea de rezistență, τ. Tensiunea de conducere poate fi obținută prin calcularea schimbării energiei libere chimice și, pe baza acestei tensiuni de conducere, putem obține cea mai mică densitate de dislocații care este capabilă să suprime mișcarea interfețelor de transformare displactivă.

Schimbarea energiei libere chimice a oțelului testat în această cercetare a fost calculată cu ajutorul unui software de calcul termodinamic, Thermal-Calc, care accesează date termodinamice (baza de date TCFE6) pentru a calcula stabilitățile de fază și energiile libere. Energia stocată datorată deformării de formă care însoțește transformarea bainită este de aproximativ 400 J/mol, care a fost ulterior scăzută din rezultatele calculelor. Valorile forței motrice a transformării BF (după scăderea energiei stocate de 400 J/mol) la diferite temperaturi sunt prezentate în Fig. 13a. Se poate observa că, atunci când temperatura este mai mică de 645 °C, transformarea bainitică este posibilă din punct de vedere termodinamic pentru oțelul testat.

Variația a forței conducătoare a transformării feritei bainitice și b densității de dislocații care suprimă cea mai mică mișcare a interfeței cu unghiul de dezorientare corespunzător al austenitei în funcție de temperatura de transformare

Pe baza acestor rezultate ale tensiunii conducătoare, cele mai mici densități de dislocație eficiente pentru suprimare în austenită au fost calculate cu ajutorul Ec. (1) cu un modul de forfecare al austenitei de 8 × 1010 Pa, un raport Poisson de 0,27 și un vector Burgers de 2,52 × 10-10 m . Cu toate acestea, densitatea dislocațiilor din austenita deformată este dificil de măsurat. Prin urmare, densitățile de dislocații au fost convertite aproximativ în unghiuri de dezorientare a limitei conform relației bρ 1/2 ≈ θ unde θ este unghiul de dezorientare a limitei.

Cele mai mici densități de dislocații cu efect de suprimare și unghiurile corespunzătoare de dezorientare a limitei la diferite temperaturi sunt prezentate în Fig. 13b. Pe măsură ce temperatura crește, de exemplu, de la 460 la 550 °C, cel mai mic unghi de dezorientare a limitei eficace de suprimare crește, de la 0,9° la 2,0°. În ceea ce privește unghiurile practice de dezorientare subgranulară formate în timpul deformării austenitei, în cercetare , testele PSC au fost efectuate pe un aliaj model Ni-29,5%Fe-0,01%C-0,02%Mn cu o dimensiune inițială a grăuntelui de ~ 50 μm, o temperatură de deformare de 900 °C, o viteză de deformare de 1 s-1 și tensiuni cuprinse între 0,2 și 0,7, care sunt foarte asemănătoare cu condițiile experimentale din prezentul studiu. În cercetare , relația dintre unghiul mediu de dezorientare (θ av) și deformația (ε) la 900 °C a fost descrisă de o ecuație de tip lege de putere, θ av = 1,77ε 0,23. Utilizând această relație, cu o deformație de 0,5 în această cercetare, unghiul mediu de dezorientare subgranulară este de 1,5°. În ceea ce privește distribuția unghiurilor de dezorientare, conform ipotezei de scalare , funcțiile de distribuție a unghiurilor de dezorientare normalizate de unghiurile medii de dezorientare sunt identice și insensibile la materialul și volumul de deformare. Pe baza distribuției scalare prezentate în cercetare , cea mai mare densitate de unghiuri de dezorientare apare la ~ 0,7θ av , care este egală cu 1,1° cu θ av = 1,5°.

Prin urmare, în acest studiu cu tulpina2 = 0,5, scăzând temperatura de transformare prin creșterea vitezei de răcire, cea mai mică creștere a unghiului de dezorientare a limitei efective de suprimare, Fig. 13b, și se reduce posibilitatea ca interfața de transformare BF să fie oprită de granițele subgranulare induse de deformare, ceea ce duce la trecerea de la AF la BF odată cu creșterea vitezei de răcire de la 10 la 50 °C s-1. Cu alte cuvinte, cu aceeași deformație, temperatura de transformare este cea care determină dacă substructurile de deformare pot suprima alungirea lamelelor BF și lasă loc pentru dezvoltarea AF.

Pe baza mecanismului ilustrat mai sus, putem concepe în continuare că, dacă austenita deformată este răcită foarte repede de la temperatura de deformare la temperatura camerei, ar trebui să existe foarte puține lamele AF în microstructură. Dimpotrivă, dacă austenita deformată este răcită foarte repede de la temperatura de deformare, dar până la o temperatură relativ ridicată și apoi este răcită lent, ar trebui să se obțină o microstructură dominantă AF. Pentru a atesta aceste concepții, au fost testate alte două probe. Ambele au fost supuse aceluiași profil de deformare cu deformație2 = 0,5, dar una dintre ele a fost răcită cu apă la temperatura camerei după deformare, iar cealaltă a fost răcită rapid la 600 °C de la 950 °C la 100 °C s-1 și apoi răcită lent la 350 °C la 1 °C s-1, urmată de o răcire cu apă la temperatura camerei. Microstructurile transformate ale acestor două probe sunt prezentate în Fig. 14. Se poate observa în mod clar că, în cazul probei stinse în apă, microstructura constă în principal din BF și martensită cu o morfologie paralelă evidentă, iar lamelele de AF nucleate intragranular pot fi găsite cu greu. În timp ce pentru cealaltă probă, microstructura transformată este dominată de AF cu un aranjament neregulat, iar acest lucru dovedește încă o dată că, în loc de ratele de răcire, temperatura de transformare este parametrul critic pentru apariția transformării AF.

Micrografiile electronice secundare SEM care arată microstructurile transformate după diferite procese de răcire cu o deformație2 de 0.5: a stinsă cu apă până la temperatura camerei; b răcită la 100 °C s-1 până la 600 °C și apoi răcită lent până la 350 °C la 1 °C s-1, urmată de o stingere cu apă până la temperatura camerei

Este clar că la viteze mari de răcire sau la temperaturi scăzute de transformare, situsurile de nucleare intragranulare nu pot induce transformarea AF și microstructura transformată este dominantă BF. Pentru microstructurile BF, deformarea austenitei poate avea ca rezultat o selecție puternică a variantelor, încât sunt favorizate variantele BF cu planuri de obișnuință paralele cu planurile de alunecare active în timpul deformării austenitei . Acest tip de selecție a variantelor poate fi întâlnit în PA2 și PA3 din Fig. 12a. Urmele limitelor de strung pe planul RD-ND sunt la aproximativ 32° distanță de RD și pe baza analizei factorului Schmid pentru componenta principală de textură ideală a austenitei în timpul comprimării prin deformare plană , urmele planurilor de alunecare active în planul RD-ND sunt la 19,5°-45° distanță de RD. Prin urmare, pentru austenita deformată, odată cu creșterea vitezei de răcire de la 10 la 50 °C s-1, datorită creșterii fracției BF și a selecției puternice a variantei BF rezultate din deformarea austenitei, dimensiunea efectivă a grăuntelui devine din ce în ce mai mare, așa cum se arată în Fig. 10b.

Câteva caracteristici ale microstructurii AF necesită, de asemenea, explicații suplimentare.

1. (1)

   Deși lamele BF nucleate pe PAGB trebuie să fie suprimate pentru a lăsa loc pentru ca AF să se dezvolte, lamelele BF paralele, așa cum se arată în Fig. 7b, c, nu apar pe fiecare PAGB. Acest lucru se datorează faptului că tulpina de deformare nu este distribuită uniform în fiecare grăunte de austenită. În mod normal, deformația la limitele grăunților de austenită este mai mare decât cea din interiorul grăunților și, în mod corespunzător, unghiurile de dezorientare ale limitelor subgranulelor din apropierea limitelor grăunților de austenită vor fi mai mari decât cele din interiorul grăunților. Prin urmare, este mult mai probabil ca șuvițele BF nucleate de PAGB să se oprească în apropierea limitelor grăunților de austenită fără a forma pachete mari de BF.

2. (2)

   Inclusiv în microstructurile dominante AF, există încă unele șuvițe lungi de BF de-a lungul tuturor grăunților de austenită mamă. Acest lucru poate fi atribuit tensiunilor de deformare distribuite neuniform între diferitele boabe de austenită părinte. Diferențele de substructuri induse de deformare între grăunții de austenită cu orientări diferite au fost raportate în cercetări .

3. (3)

   Deși creșterea temperaturii de transformare va promova efectul de stabilizare mecanică a deformării austenitei și va suprima mai eficient laturile BF, volumul maxim posibil de transformare a AF și BF se va reduce odată cu creșterea temperaturii de transformare și, în cele din urmă, ajunge la zero la temperatura de început a transformării bainitice, în conformitate cu fenomenul de transformare incompletă a transformării bainitice . Prin urmare, rata de răcire continuă și temperatura de întrerupere a răcirii trebuie să fie selectate cu atenție pentru a opri alungirea lamelelor BF și pentru a obține simultan o fracție volumică ridicată a microstructurii AF, iar răcirea continuă este mai potrivită decât menținerea izotermă pentru a obține o fracție volumică ridicată de AF.

5. (4)

   Transformarea PF a avut loc înainte ca atât AF cât și BF să poată consuma situsurile de nucleare de pe PAGB și, mai important, atomii de soluție solidă partiționați din grăunții PF pot stabiliza austenita învecinată și întârzia nuclearea bainitei . Mai mult decât atât, grăunții PF formați intragranular pot, de asemenea, să reprime lamelele BF. Prin urmare, formarea de granule PF este benefică pentru transformarea AF. Dar existența granulelor PF va scădea, fără îndoială, rezistența. În ciuda efectului benefic asupra transformării AF, formarea de granule PF nu este o condiție prealabilă pentru transformarea AF. În cercetările de răcire de la temperatura de deformare a austenitei de 850 °C la temperatura de menținere izotermă de 500-600 °C la o rată de 75 °C s-1, transformarea AF a avut loc în continuare fără ajutorul transformării PF. În mod similar, în această cercetare, se poate observa din Fig. 14 că, la o rată de răcire de 100 °C s-1 pentru a reduce interferența transformării PF, AF este încă microstructura dominantă. Cu alte cuvinte, transformarea PF/QF nu este o condiție prealabilă pentru transformarea AF.