Rolling simulations were carried out on a high silicon dual phase steel with the following composition:​ 0.06%C, 0.92% Mn, 1.46% Si, 0.45% Cr and 0.40% Mo. The deformation/ time/temperature profiles involved in rolling and in cooling on a typical run-out table were simulated using a computerized, servo-controlled hot torsion machine. The samples were austenitized at 1100°C for 5 min. and de formed at that temperature in two passes of 30 and 40% to simulate roughing. After cooling into the temperature range 1000 to 850°C, two further strains of 30 and 40% were applied to simulate finishing. deformations were performed at an equivalent strain rate of 5s⁻¹. The specimens were cooled at rates in the range 20 to The 0.5°C/s, depending on whether they were:​ i) unde formed;​ ii) roughed;​ or iii) roughed and finished, and then quenched in a mixture of salt and water at selected temperatures in the range 900 to 500°C.

The progress of ferrite transformation during cooling was followed by means of optical metallography. In order to explore different portions of the CCT diagram, specimens were quenched at selected temperatures along the various cooling curves. The transformation kinetics determined in this way are compared for the three conditions of austenite:​ unstrained;​ strained and recrystallized;​ and strained, recrystallized and restrained. It is shown that the grain refinement obtained through roughing raises the PF's line, therefore accelerating the transformation by a factor of about 1.4 in time at 800°C. The influence of the finishing temperature on the γ + α transformation is also clarified. The use of relatively low finishing temperatures (e.g. 900 to 850°C) accelerates the transformation by a factor of about 12.5 in time at 790 °C. By contrast, higher deformation temperatures (e.g. 1000 to 950°C) favor the occurrence of partial recrystallization, thereby reducing the accelerating effect of the dislocations and substructure introduced by finishing. The influence of the cooling rate employed in the interval from Ac, to the finishing range is demonstrated as well. It is suggested that ferrite is formed during de formation at 900 to 870°C and that this transformation occurs at a god to rate which increases as the cooling rate is decreased, i.e. as the time at which the deformation is applied is increased. 1

Des simulations de laminage ont été effectuées avec un acier double phase à haute concentration de silicium ayant la composition suivante:​ 0.06%C, 0.92% Mn, 1.46% Si, 0.45% Cr et 0.40% Mo. Les courbes déformation/temps/température généralement utilisées dans les procédés de laminage et de refroidissement sur une table de sortie conventionelle, ont été obtenues à l'aide d'une machine de torsion à haute température, controllée par ordinateur. Les échantillons ont été aus téni tisés à 1100°C pendant 5 min. afin d'obtenir une structure complétement austéntique et déformés à cette température en deux séquences de 30 et 40% respectivement, afin de simuler les premières passes de laminage. Après refroidissement à une température comprise entre 1000 et 850°C, deux séquences de déformation de 30 et 40% ont été appliquées pour simuler les dernières passes de laminage. Les déformations ont été effectuées à une vitesse de déformation® équivalente égale à 5s⁻¹. Les échantillons ont été refroidis à une vitesse comprise entre 20 et 0.5°C/s selon qu'ils avaient subi une déformation (i) nulle, (ii) correspondant au dégrossissage, ou (iii) correspondant aux dégrossissage et finition, puis trempés dans un bain d'eau salée en partant d'une température comprise entre 900 et 500°C.

L'évolution de la transformation austénite-ferrite pendant le refroidissement a été observée par microscopie optique. Afin d'étudier différentes parties du diagramme de transformation en refroidissement continu, des échantillons ont été trempés à des températures variant le long des diverses courbes de refroidissement. Les cinétiques de transformation déterminées par cette méthode ont été comparées entre elles pour trois états différents de la structure aus ténitique:​ non déformée;​ déformée et recristallisée;​ déformée, puis recristallisée et déformée à nouveau. Il est démontré ainsi que le affinage des grains pendant les premières passes de laminage rehausse la ligne de formation de ferrite polygonale par un facteur d'environ 1.4 en temps à 800°C. L'influence de la température de fin de laminage sur la transformation γ → α est aussi étudiée. Une température de fin de laminage relativement basse (entre 900 et 850°C) accélère la transformation par un facteur d'environ 12.5 en temps à 790°C.. Par contre, une plus haute température de déformation (entre 1000 et 950°C) favorise une recristallisation partielle et, par conséquent, atténue l'influence des dislocations et des sous-structures introduites par la déformation dans les dernières passes. L'influence de la vitesse de refroidissement employée à une température comprise entre la température Ac3 et la température de fin de laminage est également démontrée. Il est suggéré que la ferrite se forme pendant la déformation entre 900 et 870°C et que cette transformation se fait à une vitesse qui augmente lorsque la vitesse de refroidissement diminue, c'est à dire lorsque le temps auquel la déformation est appliquée, augmente.

Uma simulação de laminação a quente foi efetuada sobre um aço de duasfases com a seguinte composição química:​ 0.06%C, 0.92% Mn, 1.46% Si, 0.45% Cr e 0.40% Mo. As seqüências de temperatura/tempo/de formação envolvidas em laminação e durante o resfriamento em típicas mesas de saída de laminadores, foram simuladas usandose uma máquina para ensaios de torsão a quente, servo-controlada e computadorizada. As amostras ensaiadas foram austenitizadas durante 5 minutos em 1100°C e deformadas nesta temperatura com dois passes de 30 e 40% para simular laminação de esboçamento. Após resfriadas até a faixa de temperatura compreendida entre 1000 e 850°C, dois outros passes de 30 e 40%,, cada um, foram aplicados para simular a operação de acabamento. As de formações foram efetuadas a uma taxa de de formação verdadeira de 5s⁻¹. As amostras foram resfriadas com taxas que variaram de 20 a 0.5°C/s, dependendo da natureza do tratamento por elas recebido, a saber:​ i) sem de formação;​ ii) com de formação de esboçamento;​ ou iii) com de formação de esboçamento e de acabamento e então temperadas em uma solução de água e sal, a temperaturas predeterminadas na faixa de 900 a 500°C.

O progresso da transformação para ferrita durante o resfriamento foi seguido utilizando-se microscopia ótica. A fim de que diferentes regiões do diagrama de transformação a resfriamento continuo fossem exploradas, corpos de prova foram temperados em temperaturas selecionadas ao longo de várias curvas de resfriamento. A cinética da transformação assim de terminada foi comparada com aquelas para as outras três condições da austenita:​ sem deformação;​ encruada e recristalizada;​ e encruada, recristalizada e novamente encruada. Foi demonstrado que o refinamento de grão, obtido através do esboçamento, eleva a temperatura do início de formação da ferrita poligonal, desta forma acelerando a transformação 1.4 vezes em tempo, ao nível de 800°C. A influência da temperatura de acabamento na transformação γ → α foi também esclarecida. O uso de temperaturas de acabamento relativamente baixas (por exemplo de 900 a 850°C) acelera a transformação 12.5 vezes, ao nível de 790°C. Por outro lado, altas temperaturas de de formação (por exemplo de 1000 a 950°C) favorecem a ocorrência de recris- talização parcial, desta forma reduzindo o efeito de aceleração proporcionado pelas discordâncias e pelo encruamento da subestrutura introduzido pelo acabamento. A influência da taxa de resfriamento empregada no intervalo de Ac, até a faixa de acabamento é também demonstrada. Foi sugerido que ferrita é formada durante a deformação a 900 e a 870°C e que esta trans- formação ocorre a uma a uma taxa crescente com a taxa de resfriamento decrescente, isto é, à medida que o tempo no qual a de formação é aplicada cresce.