德国马普所《Scripta Mater》：中锰钢临界退火的奥氏体长大机制！

‍众所周知，材料中晶界(GB)和位错可以作为快速扩散通道。这些通道对中锰钢(3-12wt.% Mn)临界退火期间奥氏体的生长具有直接影响。最近的研究揭示了锰向铁素体GBs的偏析是退火过程中奥氏体形核的重要途径。奥氏体生长是通过奥氏体铁素体相界向铁素体移动来实现的。一般情况下，奥氏体在相界处的平衡锰浓度大于铁素体。奥氏体生长的动力学是由锰在铁素体中的扩散速率决定的，由于临界退火温度通常≤0.5Tmelt，在bcc铁素体中，体扩散也非常缓慢，推断GB和位错在溶质迁移中发挥关键作用。然而，这些快速通道在奥氏体生长中的作用机制还不够清晰。

德国马克斯-普朗克研究所的研究人员探讨了成分为Fe-10Mn-0.05C-1.5Al(wt.%)中锰钢中奥氏体的生长机制，明确了Mn在钢中的扩散作用与扩散机制。相关论文以题为“Mechanisms of austenite growth during intercritical annealing inmedium manganese steels”发表在Scripta Materialia。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2021.114228

研究发现靠近相界处，铁素体晶粒α3中锰的浓度约为10%，但α2只有约4%。锰在靠近GB和相界的铁素体α2区域中浓度逐渐衰竭，而在远离GB和相界的α2晶粒区域，锰含量达到了与铁素体晶粒α3相似的水平。铁素体α2中相界处观察到的锰浓度(约4%)与根据热力学计算估计的450℃时平衡锰浓度相匹配。奥氏体优先向α2铁素体晶粒生长，而奥氏体向α3铁素体晶粒中没有明显的生长。这可以解释为铁素体(α3)-奥氏体(γ)界面共格而铁素体(α2)-奥氏体(γ)界面非共格。共格相界的形成降低了奥氏体非均相形核的激活能。这种共格相界(铁素体(α3)-奥氏体)的迁移是界面控制的，所以迁移率低。相反，具有非KS取向关系的非共格相界面(铁素体(α2)-奥氏体)能量和迁移率较高，其中迁移受扩散控制。在扩散控制生长中，靠近界面的铁素体中的锰浓度等于热力学计算得到的平衡锰浓度。

图1 500℃退火6h(简称IA500/6)钢的TKD研究

图2 IA500/6钢中的位错和Mn分布

图3 通过晶界/相界和位错的锰扩散路径示意图。

图4IA450/2中的锰元素分布图

图5 共格和非共格的奥氏体(γ)-铁素体(α)界面上锰浓度示意图

综上所述，在奥氏体生长过程中，Mn的迁移和位错扩散具有显著作用。对于500℃退火6 h(IA500/6)的中锰钢，HAGB处形核的奥氏体晶粒尺寸比LAGB处的奥氏体大得多(25倍)。这是由于缺乏锰扩散和主要的GB扩散，在500℃下＞，从APT结果中得到的直接证据表明，在IA450/2试样中，GB扩散和迁移是奥氏体生长过程中锰扩散的主要途径。本研究揭示了共格和非共格奥氏体-铁素体相界的迁移率和化学性质。本文为设计钢中锰的含量提供了理论依据。（文：破风）

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