Dynamic austenite-to-ferrite transformation behavior in plain medium (0.25wt%C) and ultra-low (0.01wt%C) carbon steels containing 1.10wt%Mn and 0.25wt%Si has been studied using hot deformation simulator, Gleeble 1500. In the case of 25C steel, when the strain rate was slow, the flow behavior was characteristically different depending on the deformation temperature within (γ + α) 2-phase field. At temperatures above $T_0$, the flow curve showed a near saturation behavior without showing a pronounced peak. At temperatures below $T_0$, the flow curve displaced an early maximum and consequent steadily declining behavior. The examination of deformed structures confirmed that austenite-to-ferrite transformation behavior during hot deformation was different with respect to $T_0$ temperature. The transformation was proceeded by the dynamic massive transformation (DMT) during deformation below $T_0$ temperature. On the other hand, during deformation above $T_0$ temperature, the conventional strain-induced transformation (SIT) took plac
In the case of 1C steel, when the deformation temperature was just below $T_0$, the flow stress showed distinctively low maximum and gradual declining behavior. However, when the deformation temperature was much below $T_0$ within 2-phase field, the flow stress rose rapidly and displaced rather saturation-like behavior. For both cases, however, dynamic massive transformation was observed: only difference was in the sub-grain structures of massive ferrites. The high temperature case showed coarse massive ferrite grains, whereas the low temperature case showed fine massive ferrite grains.
The volume fraction of massive ferrites formed at temperatures below $T_0$ increased linearly with strain, suggesting that they are controlled by interface reaction, in agreement with the massive transformation. In contrast, the strain-induced ferrites formed at temperatures above $T_0$ showed a sigmoidal increase of volume fraction with strain, in agreement with the diffusion-controlled reaction.
The mechanism responsible for the refinement of massive ferrites dynamically transformed was considered to be the continuous dynamic recrystallization of ferrite, during which the sub-grains previously formed within coarse grains would rotate against each other with increasing strain, developing low-angle sub-grain boundaries into high-angle grain boundaries between them.
The critical strain for the formation of ferrites via massive transformation was characteristically low as compared to that for the strain-induced transformation at temperatures higher than $T_0$.
The upper limit of the formation of dynamic massive transformation was $T_0$. The dynamic transformation was sensitive to the strain rate and its sensitivity was dependent on the carbon content. Thus, although the dynamic massive transformation in 25C steel was completely suppressed at a strain rate of $1 s^{-1}$, the dynamic massive transformation in 1C steel persisted up to 800 ℃ at the same strain rate.
Dynamic recrystallization behavior in SAF2205 duplex stainless steel during hot deformation has been studied by examining the deformed microstructures. In austenite, dynamic recrystallization occurred during deformation and static recrystallization during holding after deformation. In ferrite, not dynamic recovery but continuous dynamic recrystallization took place during deformation. The kinetics of recrystallization of austenite was considered to be slower than that of ferrite, leading to the edge cracking during hot rolling.
From the FEM analysis, the inhomogeneity of deformation is strongly dependent on the distribution and shape of austenite grains. The load-carrying capacity of each phase is different with the inclination of the interface to the loading direction, causing the variation of stress distribution and/or the stress state at the interface. The reason why the as-cast shows poorer hot ductility than the hot-rolled duplex stainless steel is that the triaxial state of stress would be formed at oblique interfaces in as-cast steels.
1C 탄소강(0.01C-1.10Mn-0.25Si)과 25C 탄소강(0.25C-1.10Mn-0.25Si)의 (α + γ) 2상 영역에서의 고온변형 시 γ → α 동적변태 거동은 $T_0$ 온도를 기준으로 달랐다. 두 강종 모두 $T_0$ 온도 이하에서는 동적 매시브 변태에 의하여 γ → α 상변태가 진행되었음이 확인되었다. $T_0$ 온도 이상에서의 고온변형 시 25C 강에서는 변형유기 변태에 의하여 페라이트가 생성되었다. 그러나 1C 강의 경우에는 변형유기 변태조차 일어나지 않은 것으로 추측되었는데, 이는 Ae3 온도(873 ℃)와 T0 온도(855 ℃) 사이의 온도범위가 비교적 좁고 동적 매시브 변태의 속도가 변형유기 변태의 속도보다 매우 빠르기 때문인 것으로 판단되었다.
$T_0$ 온도 이하에서의 고온변형 시 발생하는 동적 γ → α 매시브 변태는 두 단계로 나뉘어 진행된다. 첫 번째 단계에서는 조대한 입계 페라이트 결정립들이 생성되고 두 번째 단계에서는 미세한 입내 페라이트 결정립들이 생성되어 오스테나이트 결정립 내부로 전파되었다. 이에 따라 변태된 페라이트의 분율도 변형률에 따라 직선적으로 비례하여 증가하나 임계변형률을 기준으로 그 증가율이 달랐다. 25C 강을 15C 강과 비교했을 때, 탄소 함량의 증가는 $T_0$ 온도를 감소시키고 이로 인해 $T_0$ 온도 이상과 이하에서의 임계변형률이 모두 작아졌다. 그러나 변태된 페라이트의 분율과 결정립 크기는 변형률에 따른 변화 양상이 비슷하였다.
변형률 속도가 느릴수록 동적 γ → α 매시브 변태의 상한온도는 $T_0$ 온도에 근접하였다. 따라서 동적 매시브 변태의 임계온도는 $T_0$ 온도라 할 수 있다. 변형률 속도가 $1 s^{-1}$ 인 경우 1C 강에서는 800 ℃ 이하에서 동적 매시브 변태가 발생하였으나 25C 강에서는 $T_0$ 온도 이하인 725 ℃에서도 변형유기 변태가 발생하여 동적 매시브 변태는 일어나지 않았다. 그러므로 변형률 속도가 매우 빠르다면 $T_0$ 온도 이하에서의 변형이라 할지라도 페라이트의 동적 매시브 변태는 발생하지 않을 것으로 판단되었다.
동적 매시브 변태에 의한 페라이트 결정립 미세화의 기구는 조대한 페라이트 결정립 내부에 생성된 아결정립들이 계속되는 변형에 의해 회전하여 고경각 결정립계를 형성하는 페라이트의 연속 동적재결정이었다. SAF2205 듀플렉스 스테인레스강의 고온변형 시, 초기 변형률에 따라 오스테나이트의 재결정거동은 현저한 차이를 보여 초기 변형률이 0.45보다 큰 경우에는 재결정 분율의 변화가 주로 동적재결정 기구로 해석할 수 있었다면, 초기 변형률이 0.45보다 작은 경우에는 주로 정적재결정 기구로 분석되었다. 오스테나이트의 재결정 속도에 미치는 변형률 효과를 보면, 1000 ℃에서는 변형률이 0.45 이상인 경우에 재결정 속도가 현저히 증가하였다. 변형률 속도는 $3 s^{-1}$ 이상인 경우에 재결정 속도가 현저히 증가하였는데, 이는 변형 중에 상당한 양의 동적재결정이 일어나기 때문이다. 재결정 속도는 또한 오스테나이트의 체적분율에 의해서도 영향을 받았는데, 체적분율이 증가할수록 오스테나이트의 재결정은 증가하였다.
고온압축 후 수냉한 시편을 변형온도로 재가열하여 페라이트의 2차 재결정을 관찰한 결과 부분적으로 2-3 ㎛보다 작은 미세한 결정립들이 특히 오스테나이트 인접지역에서 관찰되었다. 이 결정립들의 양은 변형률과 변형률 속도에 따라 민감하게 변하였으나 재결정 온도에 따라서는 큰 변화가 없었다. 이러한 사실로부터 이 결정립들이 2차 재결정 처리 시에 정적재결정에 의해 형성된 것이 아니라 1차 고온변형 시에 동적재결정에 의해 형성된 것으로 판단되었다. 그러나 변형 후 유지시간이 100 초 정도로 길어질 경우에는 α → γ2 + σ 에 의해 계면에 상당량의 σ 상이 석출할 것으로 판단된다.
FEM으로 계산된 유동곡선은 오스테나이트 결정립의 형상이나 분포 양상에 대한 의존성이 거의 없었으나 변형의 불균일성은 그렇지 않았다. 이는 계면의 하중 방향으로의 기울어진 정도에 따라 각 구성상의 하중 전달 능력이 달라져 계면에서의 응력 분포나 응력 상태가 때문이다. 이와 관련하여 오스테나이트의 분포 양상이 random distribition인 SAF2205 듀플렉스 스테인레스강의 주조재가 plate-like distribution인 압연재보다 연성이 크게 떨어지는 이유는 비스듬한 계면 근처의 페라이트 내에 3축 응력 상태가 형성되기 때문으로 판단되었다.
