中錳鋼奧氏體逆轉變機制──切變？擴散？
2020-10-29 來源： Goal Science
中錳鋼，作為第三代先進高強鋼，因其優異的綜合力學性能而受到工業界和學術界的廣泛關注。中錳鋼室溫下的組織一般為超細晶的鐵素體+殘余奧氏體，其中亞穩的殘余奧氏體是其力學性能提升的關鍵。因此，對中錳鋼中奧氏體的全方位研究顯得尤為重要。然而，學術界對于中錳鋼中奧氏體逆轉變的機制卻關注甚少。一般來說，馬氏體向奧氏體的轉變可分為切變型和重構型兩種。重構型相變一般依賴于原子的擴散和重組。而切變型相變則主要通過原子的協調運動進行，不需要原子的擴散。母相中的位錯會阻礙界面移動，進而影響切變型相變的進行，此種現象被稱為“機械穩定化”，是區分切變型和重構型相變的關鍵指標。
本工作中，研究人員對化學成分為0.28C-6.22Mn-1.57Si（wt.%）的中錳鋼進行不同壓下量的冷軋處理后，以1℃/s、10℃/s、50℃/s的加熱速度升溫到不同溫度，進而表征加熱過程中奧氏體體積分數的演變。研究人員發現加熱過程中奧氏體相變分為兩個階段：（1）300-500℃，生成的奧氏體體積分數不隨加熱速度發生變化，且冷軋壓下量越大，此階段生成的奧氏體量越少；（2）>500℃，加熱速度越快，生成的奧氏體量越少，說明此階段相變時間影響奧氏體相變的進程。通過進一步的組織表征和熱力學計算分析，研究人員得出結論：第一階段為切變型奧氏體相變，第二階段為擴散控制的重構型奧氏體相變。此工作以“Reverse transformation frommartensite into austenite in a medium-Mn steel”為題于2019年發表在期刊Scripta Materialia，通訊作者為東北大學易紅亮教授，一作為東北大學博士研究生楊達朋。
中錳鋼在冷軋前進行了軟化退火（620℃/10h），退火后的組織如圖1（a, b）所示，由板條狀鐵素體+奧氏體組成，且鐵素體和奧氏體之間發生了強烈的碳錳配分。冷軋后，奧氏體的體積分數急劇下降，12%壓下量樣品（12CR）的奧氏體含量為4.1%，36%壓下量樣品（36CR）的奧氏體含量為0.9%，如圖1（c, d）所示。在隨后的加熱過程中，奧氏體將優先從富碳富錳的新生馬氏體區域處形成。
圖1 軟化退火和冷軋過程中的組織演變。軟化退火后的（a）TEM表征和（b）奧氏體取向圖。（c）冷軋過程中奧氏體體積分數的演變。（d）12%壓下量樣品的TEM表征。
不同加熱速率、不同階段奧氏體的體積分數如圖2所示。10℃/s加熱條件下，12CR和36CR樣品均在300℃時開始生成奧氏體，且加熱過程中的奧氏體轉變可分為兩個階段：（1）300-500℃；（2）>500℃。第一階段，生成的奧氏體體積分數恒定，不受加熱速率的影響，且冷軋壓下量與生成的奧氏體量成負相關，即切變型相變中所謂的“機械穩定化”。第二階段，加熱速率，即整體的相變時間影響奧氏體生成量。因此，第一階段為切變型奧氏體相變，第二階段為重構型奧氏體相變。
圖2 （a）10℃/s連續加熱過程中12CR和36CR樣品中奧氏體體積分數的變化。（b）12CR和（c）36CR樣品在不同加熱速率下、不同階段奧氏體的體積分數。注：本工作采用XRD對殘余奧氏體體積分數進行表征。
12CR樣品以10℃/s加熱到500℃，生成的奧氏體為板條狀，且與周圍的馬氏體保持K-S位相關系。由于奧氏體記憶效應，在一個原奧晶粒內生成的逆轉變奧氏體取向相同，如圖3（b）。第二階段（670℃）生成的奧氏體顆粒取向隨機（圖3（d, f）），且奧氏體的形貌呈球狀（globular shape），這些特征表明第二階段奧氏體相變為重構型。
圖3 12CR樣品10℃/s加熱到（a, b）500℃和（c, d）670℃后的TEM表征（a, c）和奧氏體取向圖（b, d）。36CR樣品10℃/s加熱到670℃后的TEM表征（e）和奧氏體取向圖（f）。
考慮到馬氏體和奧氏體兩相的自由能變化以及冷軋馬氏體中位錯強化和固溶強化對界面運動的阻力，計算得到的12R樣品切變型奧氏體相變的開始溫度為307-321℃，和實驗測得的~300℃基本吻合，從側面證實了在低溫區間發生切變型奧氏體相變的可能性。
圖4 馬氏體和奧氏體的吉布斯自由能隨溫度的變化。T0：奧氏體和馬氏體自由能相等的溫度；As：奧氏體相變開始溫度。
本工作探究了冷軋中錳鋼在加熱過程中不同溫度區間下奧氏體相變機制的變化，并通過組織表征和熱力學理論進行了證實，拓寬了我們對奧氏體逆轉變行為的理解，有望指導中錳鋼的工業生產，進一步優化中錳鋼的機械性能。
歡迎留言，材料科學的進步，需要您的發聲！
原文鏈接：
微信公眾號：Goal Science
投稿郵箱：wechat@gs-metals.com
投稿微信：GSmaterial