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。