The dynamic transformation behavior of deformed austenite was studied in four steels of increasing carbon contents that had been deformed over the temperature range 743 – 917°C. These experiments were carried out in torsion under an atmosphere of argon and 5% H2 and the experimental temperatures were above the ortho and para‐equilibrium Ae3 temperatures of the steels. Strains of 0.15 – 5 were applied at strain rates of 0.4 ‐ 4.5 s⁻¹. The experimental parameters were varied in order to determine the effects of strain and temperature on the formation of strain‐induced ferrite and cementite. The structures observed are Widmanstätten in form and appear to have nucleated displacively.

The onsets of dynamic transformation and dynamic recrystallization were detected in the four steels using the double‐differentiation method. Two sets of second derivative minima were found to be associated with all the flow curves. It is shown that double minima can only be obtained when the polynomial order is at least 7. The first set of minima corresponds to the initiation of dynamic transformation (DT). The second set is associated with the nucleation of dynamic recrystallization (DRX). The critical strain for DT is always lower than for DRX in this range and increases slightly with temperature. Conversely, the critical strain for DRX decreases with temperature in the usual way.

The mean flow stresses (MFS’s) pertaining to each experimental condition were calculated from the flow curves by integration. These are plotted against the inverse absolute temperature in the form of Boratto diagrams. The stress drop temperatures, normally defined as the upper critical temperature A_r3*, were determined from these diagrams. These are shown to be about 40°C above the paraequilibrium and about 20 ‐ 30°C above the orthoequilibrium upper critical transformation temperatures. This type of behavior is ascribed to the occurrence of the dynamic transformation of austenite to ferrite during deformation.

The effect of deformation on the Gibbs energy of austenite in these steels was estimated by assuming that the austenite continues to work harden after initiation of the transformation and that its flow stress and dislocation density can be derived from the experimental flow curve by making suitable assumptions about two‐phase flow. By further taking into account the inhomogeneity of the dislocation density, Gibbs energy contributions (driving forces) are derived that are sufficient to promote transformation as much as 100°C above the Ae3. The carbon diffusion times required for formation of the observed ferrite plates and cementite particles are calculated;​ these are consistent with the occurrence of interstitial diffusion during deformation. Similar calculations indicate that substitutional diffusion does not play a role during dynamic transformation. The Gibbs energy calculations suggest that growth of the Widmanstätten ferrite is followed by C diffusion at the lower carbon contents, while it is accompanied by C diffusion at the higher carbon levels.

Le comportement de la transformation dynamique de l’austénite lors de sa déformation a été étudié dans quatre aciers, dont les teneurs en carbone sont croissantes, déformés à des températures allant de 743 à 917°C. Ces expériences ont été réalisées par torsion sous une atmosphère contrôlée (mélange argon et 5% H2) et les températures de déformation étaient au‐dessus des températures d’ortho et para‐équilibre Ae3 pour chaque acier. Des taux de déformation de 0,15 à 5 ont été utilisés avec des vitesses de déformation allant de 0,4 à 4,5 s⁻¹. Les paramètres expérimentaux ont été modifiés afin de déterminer les effets du taux de déformation et de la température sur la formation de ferrite et de cémentite induite par déformation. Les structures observées sont de type Widmanstätten et semblent avoir nucléées de façon displacive.

Les départs de la transformation dynamique et de la recrystallization dynamique ont été détectés pour les quatre aciers en utilisant la méthode de double différenciation. Deux ensembles de minima sur les dérivés secondes se trouvent être associés à toutes les courbes d’écoulement. Il est montré qu’un double minimum ne peut être obtenu que lorsque l’ordre du polynôme utilisé dans la procédure d’ajustement de l’intégralité de la courbe découlement est supérieur ou égale à 7. Le premier ensemble de minima correspond à l’initialisation de la transformation dynamique. Le second ensemble est associé à la nucléation de la recrystallization dynamique. Le taux de déformation critique de la transformation dynamique est toujours inférieur à celui de la recrystallization dynamique, dans la gamme de température étudiée, et augmente légèrement avec la température. A l’inverse, le taux de déformation critique de la recrystallization dynamique diminue, de manière connue, avec la température.

Les contraintes d’écoulement moyennes relatives à chaque condition expérimentale sont calculées à partir de l’intégration des courbes d’écoulement. Celles‐ci sont représentées en fonction de l’inverse de la température absolue sous la forme de diagrammes de Boratto. Les températures auxquelles la chute de contrainte se produit, normalement définie comme étant la température critique supérieure A_r3*, sont déterminées à partir de ces diagrammes. Celles‐ci sont d’environ 40°C au‐dessus de la température critique supérieure de para‐ équilibre et d’environ 20 à 30°C au‐dessus de celle d’ortho‐équilibre.

L’effet de la déformation sur l’énergie de Gibbs de l’austénite dans ces aciers est estimé en supposant que l’austénite continue de s’écrouir après l’initiation de la transformation et que sa contrainte d’écoulement et sa densité de dislocations peuvent être dérivées à partir des courbes d’écoulement expérimentales en émettant des hypothèses appropriées sur l’écoulement conjoint de deux phases. En prenant en outre en compte l’hétérogénéité de la densité de dislocation, les contributions à l’énergie de Gibbs obtenues (forces motrices) sont suffisantes pour promouvoir une transformation jusqu’à 100°C au‐dessus de la température Ae3. Le temps de diffusion du carbone requis pour la formation des plaques de ferrite observées est calculé;​ les résultats obtenus sont cohérents avec l’apparition de diffusion interstitielle au cours de la déformation. Des calculs similaires indiquent que la diffusion substitutionnelle ne joue aucun rôle lors de la transformation dynamique. Les calculs de l’énergie de Gibbs suggèrent que la croissance de la ferrite de Widmanstätten est suivie de la diffusion du carbone dans le cas des plus faibles teneurs en carbone tandis qu’elle est accompagnée par celle‐ci pour les teneurs les plus fortes.