The influence of Al, Mn and Ti on the hot ductility of four low C steels has been examined. The steels were solution treated at 1350°C, and tensile tested in the temperature range of 700 to 1000°C at a strain rate of 10⁻³s⁻¹. Specimens were cooled to test temperature either continuously or by oscillating about a mean cooling rate. Samples were quenched after fracture in order to relate the microstructure to the hot ductility behavior.

Ductility troughs were exhibited by all the steels. These could be related to the austenite-to-ferrite phase transformation and grain boundary precipitation behavior. When no precipitation took place at the austenite grain boundaries, as in the low Al containing steel, the trough occurred by intergranular failure due to stress concentration in the relatively weak grain boundary ferrite film. Fracture surfaces revealed microvoid coalescence, with voids associated with MnS inclusions. The thin ferrite film was found to be strain induced and first appeared at temperatures just below the equilibrium transformation start (Ae₃). Lowering the test temperature below the non-equilibrium transformation start (Ar₃) or by undercooling before reheating to test temperature introduced a relatively high volume fraction of statically transformed ferrite (i.e. non strain induced). The stress concentration in the ferrite was thus lowered and the ductility restored.

Increasing the Mn in the steels lowers the γ→α transformation temperature, causing the trough to be moved to lower temperatures. It also decreases the volume fraction of MnS inclusions within the ferrite film, decreasing the depth of the trough. Increasing the Al level caused AlN to be precipitated at the austenite grain boundaries, extending the trough to higher temperatures into the single phase austenite region. These precipitates are believed to act as stress concentrators, and also pin the grain boundaries, thus allowing void formation and coalescence to take place, resulting in intergranular fracture. The application of thermal cycling during cooling to test temperature tended to increase AIN precipitation and extended the trough into the single austenite region, even for the low Al containing steel. Grain boundary sliding was shown to have contributed to embrittlement in both the single phase austenite and the duplex austenite-ferrite region.

The addition of Ti results in a fine austenite grain size after the solution treatment, compared to the C-Mn-Al steels, and impedes AIN precipitation. This leads to improved ductility in the austenite region. The finer grain size also encourages the production of large quantities of strain induced ferrite, approaching the equilibrium levels. Consequently, recovery in ductility does not begin below the Ar₃, as is the case for the coarse grained steels, but occurs at only a short temperature interval below the Ae₃.

Finally, when austenite recrystallization occurs during deformation, any voids which have initiated at the boundaries are trapped within the newly recrystallized grains. Thus, intergranular failure cannot progress and the ductility is high.

L'influence de AI, Mn et Ti sur la ductilité à chaud de quatre aciers bas carbone est étudiée. Les aciers ont été recuits à 1350°C et déformés en traction dans le domaine de température 700-1000°C à la vitesse de 10⁻³ s⁻¹. Les échantillons ont été refroidis soit continuement jusqu'à la température de test soit cycliquement autour d'une vitesse de refroidissement moyenne. Faisant suite à la rupture, les éprouvettes furent trempées afin de relier la microstructure et la ductilité à chaud.

Pour tous les aciers, une poche de ductilité est observée. Ce comportement peut être relié à la transformation de phase austénite-ferrite et à la précipitation intergranulaire. Lorsqu'il n'y a pas de précipitation aux joints de grain de l'austénite, comme cela se produit pour l'acier à faible teneur en aluminium, la perte de ductilité est causée par une rupture intergranulaire due à une concentration des contraintes au niveau du film de ferrite de plus faible résistance que la matrice austénitique. L'analyse des surfaces de fracture a mis en évidence une coalescence. des micro-cavités, ces dernières contenant des inclusions de MnS. Un film de ferrite de faible épaisseur apparait durant la déformation à des températures justes inférieures à la température d'équilibre de la transformation (Ae₃). Par un abaissement de la température en dessous de la température de transformation hors équilibre (Ar₃), ou par un refroidissement en dessous de la température de déformation suivi d'un réchauffage à la température de test, la ferrite est produite statiquement (c'est à dire non induit par la déformation) en plus grande quantité. En conséquence, la contrainte appliquée est distribuée entre les deux phases en présence et la ductilité est restaurée.

Une augmentation de la teneur en Mn dans ces aciers abaisse la température de transformation γ→α, par conséquent la poche de ductilité est déplacée vers des températures plus basses. La fraction volumique de MnS dans le film de ferrite décroit aussi diminuant la profondeur de la poche. Une augmentation de la teneur en Al permet la précipitation de AIN aux joints de grain de l'austénite élargissant la poche vers des températures plus élevées dans la phase austénitique. Ces précipités jouent le rôle de concentrateurs de contraintes et retiennent les joints de grain permettant ainsi la formation des cavités et leur coalescence, ceci produisant une rupture intergranulaire. L'application de cycles thermiques oscillants durant le refroidissement à la température de test, résulte en une augmentation de la précipitation de AIN et un élargissement de la poche de ductilité vers la phase austenite simple, même pour l'acier à faible teneur en Al. Nous avons aussi montré que le glissement intergranulaire contribue aussi à la fragilisation à la fois dans les domaines austenitique simple et biphasé austenite-ferrite.

Après le traitement de recuit, l'addition de Ti produit une taille de grain austénitique plus fine que dans le cas de l'acier contenant seulement de l'aluminium et empêche la précipitation de AIN. Ceci conduit à une augmentation de la ductilité dans la phase austenitique. Une taille de grain plus fine favorise aussi la formation d'une plus grande quantité de ferrite induite par déformation, à des niveaux approchant l'équilibre. Par conséquent, la restauration de la ductilité ne débute pas en dessous de Ar₃ comme cela se produit pour les aciers à gros grains, mais se produit sur un court intervalle de température en dessous de Ae₃.

Finalement, lorsque la recristallisation de l'austénite se produit pendant la déformation, la concentration de contraintes le long des joints de grain décroit et la ductilité est importante, ceci parce que les fissures associées avec la coalescence des cavités sont isolées dans les grains nouvellement recristallisés.

A influência da adição de Al, Mn e Ti na dutilidade a quente de quatro aços baixo carbono foi estudada. Os aços foram austenitizados a 1350°C e submetidos a ensaios de tração na faixa de temperatura compreendida entre 700 e 1000°C, com uma velocidade de deformação igual a 10⁻³s⁻¹. Os corpos de prova foram resfriados para a temperatura de teste a uma taxa constante ou com uma oscilação térmica em torno de uma velocidade de resfriamento média. Os corpos de prova foram temperados imediatamente após a ruptura, com o objetivo de se analisar a microestrutura de alta temperatura do material, e compará-la com os resultados da dutilidade a quente.

Para todos os aços foram observados "vales" de dutilidade (isto é, regiões de fragilização), os quais podem ser correlacionados com a transformação de fase austenita+ferrita e com precipitação intergranular. Na ausência de precipitados nos contornos de grão austeníticos, como no caso do um aço com baixo teor de alumínio, a fragilização ocorreu via fratura intergranular, devido a concentração de tensão em um filme de ferrita de menor resistência que a matriz austenítica. A análise das superficies de fratura indicou coalescência de microporosidades, estas últimas contendo inclusões de MnS. Verificou-se que o filme de ferrita é induzido por deformação, e que é observado em temperaturas de teste ligeiramente abaixo do ponto de início de transformação austenita-ferrita previsto em equilíbrio termodinâmico (Ae₃). O decréscimo da temperatura de ensaio abaixo do ponto de início da transformação de fase em condicões de não-equilíbrio (Arg) introduziu ferrita nucleada estaticamente (isto é, não induzida por deformação), aumentando a fração volumétrica de ferrita na microestrutura. Foi observado que, nessas condições, ocorre uma recuperação na dutilidade, devido à uma melhor distribuição da tensão aplicada entre as fases presentes. O mesmo efeito é observado se os corpos de prova são resfriados abaixo do ponto Ar₃, e posteriormente reaquecidos para a temperatura de deformação.

Um aumento no teor de Mn nos aços implica em um abaixamento na temperatura de transformação γ→α, resultando em um deslocamento do "vale" de dutilidade na mesma direção. O teor mais elevado de Mn também conduziu à uma menor fração volumétrica de inclusões de MnS no filme de ferrita, diminuindo a profundidade do "vale". Um acréscimo no teor de Al no material, propiciou a precipitação de AIN nos contornos de grão austeníticos, estendendo a região de fragilização para temperaturas mais elevadas, onde austenita é a única fase presente. Estes precipitados atuam como concentradores de tensão e retardam o movimento dos contornos de grão, permitindo a formação e posterior coalescência de microporosidades, resultando em uma fratura intergranular. A aplicação de oscilação térmica durante o resfriamento para a temperatura de teste resultou em um acréscimo na precipitação de AIN, estendendo o "vale" de dutilidade para temperaturas ainda mais altas no campo austenítico, mesmo para aços com baixo teor de Al. Análises metalográficas e das superficies de fratura indicaram que o deslizamento de contornos de grãos contribuíram para a fragilizacão no domínio austenítico, assim como na região bifásica.

A adição de Ti resultou em um grão austenítico menor (comparado com os aços contendo somente alumínio) e também impediu a precipitação de AIN, eliminando a fragilização na região austenítica. O menor tamanho de grão também favoreceu à formação de uma maior quantidade de ferrita induzida por deformação, a níveis próximos daqueles previstos para as condições de equilibrio. Consequentemente, a recuperação da dutilidade não ocorreu abaixo do ponto Ar₃ (como nos aços com estrutura mais grosseira), mas se efetuou em um curto intervalo de temperatura abaixo do ponto Ae₃.

Finalmente, quando a recristalização da austenita ocorre durante a deformação, a dutilidade é elevada e a concentração de tensão nos contornos de grão é reduzida, devido ao fato de que as trincas (associadas com o coalescimento de porosidades) são isoladas no interior dos novos grãos recristalizados.