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中锰钢临界退火奥氏体的生长机制

2021-12-10 来源:GS_Metals

众所周知,晶界(GB)和位错在材料中提供快速扩散路径,这些“短路”路径与中锰钢(3-12 wt.% Mn)临界退火过程中奥氏体的生长密切相关。最近的研究揭示了Mn偏析到铁素体晶界是临界退火过程中奥氏体形核的原因。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,在生长的奥氏体和铁素体之间的边界处,存在局部平衡。奥氏体和铁素体间的元素(如Mn)分配取决于临界温度。通常,相界处奥氏体的平衡锰浓度大于铁素体的。换言之,在移动相界处,铁素体将转变为具有更高锰浓度的新奥氏体。因此需要锰在铁素体内部的扩散来满足这种转变。然而,奥氏体内部不需要锰扩散。因此,奥氏体生长的动力学由锰在铁素体中的扩散速率决定。由于临界退火温度通常小于0.5Tmelt,即使在bcc铁素体中,体扩散也非常缓慢,因此晶界和位错在溶质传输中起关键作用。然而,这些“短路”路径在奥氏体生长中锰扩散的作用尚不清楚。Navara等人通过扫描透射电镜和X射线能谱研究,报道了晶界扩散和晶界迁移是奥氏体生长时锰的快速传输机制。同时,他们指出使用原子探针可对晶界的作用提供更准确的理解。

 

近日,德国马普所的Rama Srinivas Varanasi(通讯作者)及其团队采用三维原子探针对Fe-10Mn-0.05C-1.5Al (wt.%)中锰钢中奥氏体生长的机制做了详细研究,揭示了晶界扩散、晶界迁移和位错扩散在临界退火过程中奥氏体生长的作用,并给出了共格和非共格奥氏体-铁素体相界面的迁移率和化学性质。相关成果以“Mechanisms of austenite growth during intercritical annealing in medium manganese steels”为题发表在期刊Scripta Materialia。

 

首先将成分为Fe-10Mn-0.05C-1.5Al (wt.%)的中锰钢在1100℃下固溶退火3h,然后淬火,随后被冷轧至原厚度的50%。临界退火试样将被称为IAT/t,其中T是以℃为单位的临界退火温度,t是以h为单位的临界退火时间。将退火后的样品使用扫描电镜、原子探针和透射电镜进行显微观测。采用Thermo-calc (2017b)-TCFE9计算相分数和吉布斯自由能,500℃时中锰钢中渗碳体摩尔分数为4.7×10−4。因此,选择500℃(退火6h)的临界退火温度来避免渗碳体的形成(IA500/6)。此外,锰在IA500/6(铁素体)中的体扩散距离显著降低以帮助奥氏体生长,因此,IA500/6中奥氏体生长应依赖于“短路”扩散。

 

图1(a-d)显示了IA500/6的菊池衍射(TKD)数据,在低角度晶界(LAGB) 和高角度晶界(HAGB)处均观察到奥氏体形核。晶界的相应取向差(在图1b、d中标记)如表1所示。虽然在LAGB处形成的奥氏体尺寸约为10-30 nm,但在 HAGB处可以达到300 nm,在LAGB处形成的奥氏体主要沿晶界生长。三叉晶界处(用圆圈突出显示)似乎没有奥氏体成核。图1f显示了图1e 中STEM图像中所呈现区域的Mn的EDX元素分布图,其中的富Mn区域对应于沿铁素体晶界生长的奥氏体。相界处的局部平衡确保了新奥氏体已经以平衡的Mn浓度形成,因此,奥氏体生长不需要在FCC奥氏体内部扩散。对于铁素体,除了体扩散外,位错扩散、晶界扩散、晶界迁移和位错恢复均有助于溶质扩散。表2总结了文献中报道的铁素体(BCC)和奥氏体(FCC)在500℃下不同扩散路径的扩散系数。此处使用符号DXM表示扩散系数,其中X表示扩散元素(例如Mn、Fe 或C),M表示扩散通道。由于C在铁素体中的体扩散(DCB-BCC在500℃时为10-12 m2/s)远大于Mn在铁素体中的体扩散(DMnB-BCC在500℃时为10−21 m2/s),因此锰扩散被认为是奥氏体生长的限制因素

 

 
 
 
 

图1 IA500/6钢的TKD研究:(a)LAGB处奥氏体成核;(b)对应于(a)IPF图;(c) HAGB处奥氏体成核;(d)对应于(c)IPF图。LAGB(b)中用(i)(ii)表示,而HAGB(d)中用123标记。(e) (a)中用白色虚线矩形表示区域的明场STEM显微照片;(f)对应于(e)EDX Mn分布图

 
 
 
 
 

表1 1b1d中指引的晶界取向差

 

 
 
 
 

表2 铁素体(BCC)和奥氏体(FCC)中不同途径的扩散系数DXMX代表扩散元素(如MnFeC),M代表扩散通道,如体(B)、位错(Dis)、晶界(GB)。扩散系数对应于500 °C的退火温度,扩散距离是按照6h的退火时间计算的

 

Mn在铁素体中的扩散距离为11.4 nm,明显小于IA500/6观察到的奥氏体晶粒尺寸(~300 nm)。因此,锰的体扩散不能有效地帮助IA500/6中奥氏体的生长,推测晶界扩散是主要传输机制。鉴于扩散系数与晶界的特性相关,有理由得出,在500℃铁素体中DMnHAGB > DMnLAGB。上面提到过,IA500/6中HAGB处的奥氏体晶粒尺寸明显大于LAGB处的(约25倍)。与LAGB相比,HAGB处主要是晶界扩散,因此HAGB处成核的奥氏体优先生长。

 

溶质扩散可以通过位错线的扩散发生。如图2a-c所示,APT结果显示了IA500/6中位错处类似的锰富集,而STEM的观测(图1e)证实了在晶界/相界处存在位错终止。图3的示意图总结了与奥氏体生长相关的两条主要扩散路径,即位错和晶界。如果位错终止于奥氏体/铁素体相界,则可以直接为奥氏体生长提供Mn。终止于晶界的位错可以为晶界提供Mn,这是更快的扩散通道(见表2),从而进一步促进Mn的扩散。因此,位错迁移也可以帮助Mn扩散,但对这种现象的研究超出了当前工作的范围。

 
 
 
 
 

图2 (a,b) APT显示IA500/6位错的富集;(c)(b)中指示的位错附近的浓度分布直方图

 

 
 
 
 

图3 通过晶界/相界和位错的锰扩散路径示意图。终止于γ/α相界的位错可以直接为奥氏体生长提供 Mn,从而充当更快的扩散途径

 

与早期的APT研究一致,我们还观察到IA500/6中锰与晶界的分离。然而,IA500/6的APT实验并没有观察到晶界扩散和晶界迁移的直接证据。为了获得该直接证据,中锰钢在较低温度450℃下进行了更短时间2h的临界退火(IA450/2)。图4表明了铁素体三叉晶界处奥氏体的形核过程,奥氏体块在图4a中通过30 at.%Mn的等值面突出显示。从图4 (b)中和图4 (f),可以观察到在位于新生成的奥氏体附近的α/α晶界处观察到Mn含量的减少。这种现象是违反常理的,因为通常情况下锰会在晶界处偏析。因此,在奥氏体附近观察到的晶界处锰的贫化,可归因于锰沿着晶界的快速扩散促使奥氏体生长导致了晶界处Mn的消耗。在图4d中观察到锰在α1/α2晶界处不对称的分布。首先,这一发现证实冷轧临界退火中锰钢中的奥氏体形核和生长是一个非平衡过程。鉴于所观察到的不断增长的奥氏体,我们提出了晶界迁移的替代机制。储存的变形能为晶界迁移提供了驱动力,有助于锰的扩散。α1/α2晶界从晶粒α2向α1的迁移可以同时为奥氏体生长提供Mn,从而导致迁移区域中的Mn耗尽(图4b和4d中的α2晶粒)。同样重要的是在α1/α2晶界处不存在显著的Mn偏析。因此,晶界上的溶质拖拽可以忽略不计,使晶界更容易迁移。在图4e所示的一维成分分布图中,与相界相邻的铁素体晶粒α3中的Mn浓度为~10 at.%,但晶粒α2中的Mn浓度仅为~4 at.%,Mn在位于晶界和相边界附近的铁素体α2中耗尽。然而,在远离晶界和相界的晶粒α2区域,Mn成分达到与铁素体晶粒α3相似的水平(见图4b)。在铁素体α2边界处观察到的Mn浓度(~4 at.%)与通过热力学计算450 °C的平衡Mn浓度相匹配(绘制在图4g中)。此外,三叉晶界处的奥氏体优先生长到α2铁素体晶粒中。图4h所示的Mn浓度2D分布图可以看到,奥氏体突出到α2铁素体晶粒中,然而奥氏体并没有显著生长到α3铁素体晶粒中。这可以解释为铁素体α3-奥氏体γ界面是共格的,而铁素体α2-奥氏体γ界面是非共格的。共格相界(具有K-S取向关系)的形成降低了奥氏体异相形核的激活能垒。相反,具有非K-S取向关系的非共格相界面(铁素体α2-奥氏体)具有更高的能量和迁移率,其中迁移是受扩散控制。图5显示了共格和非共格界面中,穿越奥氏体铁素体相界的Mn浓度分布的示意图。这也解释了在与奥氏体相邻的铁素体晶粒中观察到的Mn成分。在扩散控制的生长中,与界面相邻的铁素体中的Mn成分等于从热力学计算得出的平衡Mn成分(铁素体α2中的Mn含量约为4 at.%(图4e))。然而,在界面控制的奥氏体生长中,相界处铁素体中的Mn成分等于铁素体晶粒的成分(铁素体α3中Mn含量约10 at.%(图 4e))。

 

 
 
 
 

图4 (a) IA450/2Mn分布图;(b)二维Mn浓度分布;(c)二维离子密度图奥氏体和铁素体晶粒的示意图(虚线框);(d)铁素体α1-铁素体α2晶界上的不对称Mn分布;(e)铁素体α3-奥氏体γ-铁素体α2Mn成分分布;(f)铁素体α1-铁素体α3晶界处的锰消耗;(g)450 °C下临界退火的钢的吉布斯能与锰的摩尔分数;(h)4b中的插图(红色虚线框)表明优先生长到α2铁素体晶粒中

 

 
 
 
 

图5 共格和非共格界面的奥氏体γ-铁素体α界面上的Mn浓度示意图

 

总之,这项工作表明晶界扩散、晶界迁移和位错扩散在临界退火过程中奥氏体生长时Mn传输中起着重要作用。对于在500 °C下退火6h的中锰钢,与在小角度晶界形成的奥氏体相比,在大角度晶界形成的奥氏体的晶粒尺寸要大得多(约25倍),这归因于Mn扩散主要由晶界扩散。同时APT实验结果给出了晶界扩散和晶界迁移作为奥氏体生长的Mn扩散途径的直接证据。此外,还展示了对应于共格和非共格奥氏体-铁素体相界的迁移率和化学性质。

 

 

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原文链接:
https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2021.114228

 

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