硼及其它合金元素對鋼組織性能的影響

硼及其它合金元素對鋼組織性能的影響吳素君北京航空航天大學2024/1/262問題的提出：Q690CFD的力學性能資料力學性能試樣號爐號坯號板號力學性能屈服強度（MPa）抗拉強度（MPa）延伸率（%）沖擊功（J）1#9P04850B419P04850B11019432800070582518.04850462#9P05202B239P05202B11019433700073080519.53922233#9P05202B139P05202B11019433900073581020.0171902074#9P04852B229P04852B11019434100070581519.51802422305#9Q05395B139Q05395B11019435600067577519.0248228139對試制的Q690CFD鋼板進展沖擊實驗，發(fā)現(xiàn)試樣沖擊功值差距較大，其中兩個試樣的沖擊功值遠遠小于鋼板設(shè)計值，闡明試制鋼板的韌度不達標。其中2#和3#試樣成分一樣，但是經(jīng)控軋控冷加工后，其沖擊功值差距較大，闡明3#試樣的韌度高于2#試樣，為了找出其中的緣由，進展了一下研討。主要內(nèi)容硼元素簡介硼元素在鋼中的作用Q690CFD鋼脆性斷裂的初步討論

未來展望2024/1/2632024/1/2641-1硼元素原子半徑：0.98?熔點：約2300°C沸點：3658°C晶體密度：2.34g/cm3地殼中含量：0.001%2024/1/2651-2硼的主要用途

硼耐溫玻璃、實驗玻璃器皿、光學玻璃焊接金屬時的熔劑硼肥硼鋼在反響堆中用作控制棒鋼鐵中的重要合金元素2024/1/2662-1硼對鐵多型性轉(zhuǎn)變的影響鐵在加熱和冷卻過程中發(fā)生如下的多型性轉(zhuǎn)變：α-Feγ-Feδ-Fe910℃0℃A3A4鋼中的合金元素對α-Fe、γ-Fe和δ-Fe的相對穩(wěn)定性及多型性轉(zhuǎn)變溫度A3和A4都有極大的影響。2024/1/2672-2合金元素分類根據(jù)元素對鐵多型性轉(zhuǎn)變的影響，將各種合金元素分為兩大類：

擴展γ相區(qū)的奧氏體構(gòu)成元素減少γ相區(qū)的鐵素體構(gòu)成元素開啟γ相區(qū)擴展γ相區(qū)封鎖γ相區(qū)減少γ相區(qū)Mn，Co，NiV，Cr，Ti，Mo，W，Al，P，Sn，Sb，AsC，N，CuB，Zr，Nb，Ta，S，Ce2024/1/2682-3硼對鐵碳相圖的影響硼為減少γ相區(qū)元素，與封鎖γ相區(qū)元素類似，使A3溫度升高，A4溫度下降，但由于出現(xiàn)了金屬間化合物，破壞了γ圈2024/1/2692-4硼在鐵中的溶解度硼在鐵中的溶解度主要受畸變能的影響，硼與鐵的原子半徑比為0.98：1.24=0.79,硼原子無論與鐵構(gòu)成間隙固溶體或代位固溶體，都會引起較大的畸變能，所以，硼在α-Fe和γ-Fe中的溶解度都很小。硼在α-Fe中的溶解度——0.008%硼在γ-Fe中的溶解度——0.018～0.026%2024/1/26102-5元素的平衡偏聚普通來說，產(chǎn)生晶界偏聚的主要緣由是溶質(zhì)原子與基體原子的彈性作用，溶質(zhì)原子在完好晶體內(nèi)引起的畸變能很高，因此，比基體原子大或小的溶質(zhì)原子將從晶內(nèi)遷移到晶界、相界等缺陷區(qū)。Mclean導出晶界溶質(zhì)原子偏聚量的普遍表達式：Xb0——溶質(zhì)在晶界區(qū)的飽和偏聚量Xc——為溶質(zhì)在基體晶內(nèi)的溶解量E——溶質(zhì)原子在晶內(nèi)和晶界區(qū)引起的畸變能之差用cg表示晶界區(qū)的溶質(zhì)偏聚濃度，c0為溶質(zhì)在基體晶內(nèi)的濃度，將上式簡化可得：2024/1/26112-6硼的非平衡偏聚但是，很多實驗證明，在淬火冷卻過程中，硼向晶界的偏聚是一個非平衡的熱力學過程。在實踐淬火試樣中察看到硼在奧氏體晶界上的偏聚，不像平衡偏聚那樣局限在幾個原子范圍內(nèi)，而在晶界上構(gòu)成具有一定寬度的富集帶。這種偏聚是在冷卻過程中構(gòu)成的，對冷卻速度很敏感。隨淬火溫度的升高、冷卻速度的降低，晶界富集帶寬度有所添加，晶界富集的硼增多。硼在晶界的偏聚對鋼的淬透性產(chǎn)生重要影響。2024/1/26122-7淬透性的根本概念淬透性：是指鋼在淬火時獲得淬硬深度的才干，是鋼本身固有的屬性淬硬深度：從淬硬的工件外表至50%馬氏體組織的垂直間隔定為淬硬深度淬透性越好，淬火獲得的淬硬深度越大鋼淬火時，外表的冷卻速度最快，愈到中心冷卻速度愈慢，在距外表某一深處的冷卻速度小于該鋼的馬氏體臨界冷卻速度，那么淬火后將有非馬氏體組織出現(xiàn)鋼的淬透性主要取決于鋼的臨界冷卻速度，取決于過冷奧氏體的穩(wěn)定性。鋼的臨界冷卻速度越小，鋼的淬透性愈好。過冷奧氏體越穩(wěn)定，鋼的淬透性愈好。2024/1/26132-8硼對鋼淬透性的影響硼對淬透性的奉獻，主要在于硼在奧氏體晶界的偏聚，使奧氏體分解時新相在奧氏體晶界處形核困難，從而呵斥奧氏體分解的孕育期增長，使淬透性提高。根據(jù)相變實際，珠光體轉(zhuǎn)變屬于分散型轉(zhuǎn)變，新相的晶核普通首先在母相奧氏體的晶界處構(gòu)成，這是由于晶界處最容易滿足三大起伏條件，即能量起伏、成分起伏和構(gòu)造起伏。假設(shè)破壞了其中某些條件，都有能夠使形核發(fā)生困難，從而呵斥奧氏體分解的孕育期增長。硼對添加鋼的淬透性有重要意義，在鋼中參與0.002%～0.003%的硼所到達的添加淬透性的作用，相當于參與約0.5%的Mn、Cr或Mo2024/1/2614硼提高淬透性的機理分為如下兩個階段：形核的初始階段：在這一時期由于硼在奧氏體晶界的偏聚，填充了部分晶界缺陷〔或析出了微細的共格硼相〕呵斥了晶界處能量的降低，使得晶界處的能量起伏降低。由于硼在晶界處的偏聚，使得碳原子在晶界處的分散受阻，而使晶界處的成分不均勻減小、成分起伏量減小。硼在晶界偏聚，對位錯的封鎖，能夠呵斥位錯密度大的區(qū)域三大起伏大的優(yōu)勢被減弱。2-8硼對鋼淬透性的影響以上要素都不利于奧氏體分解時新相的形核，因此呵斥了奧氏體分解的孕育期增長，使淬透性提高。2024/1/2615形核的隨后階段：當晶界處滿足了一定的條件后〔能量、成分和構(gòu)造條件〕，便可構(gòu)成先共析鐵素體的晶胚，此時由于應(yīng)變自在能的限制，使得晶胚難以成核，從而使淬透性提高。這是由于硼偏聚在奧氏體晶界處。當晶界處構(gòu)成先共析鐵素體晶胚時，硼可以進入α—Fe的點陣之中，置換掉部分鐵原子。由于硼原子半徑〔0.98?！潮辱F原子半徑〔1.24埃〕小，因此呵斥點陣收縮，體積應(yīng)力添加，應(yīng)變加大。2-8硼對鋼淬透性的影響2024/1/2616由形核實際可知，新相得以形核必需是晶胚尺寸要大于臨界半徑rk,也就是說形核前必需求抑制一定的能量妨礙〔勢壘〕，見以下圖由于硼進入α—Fe的結(jié)合處，使應(yīng)變能加大，使得新相構(gòu)成時又添加了一項阻力能—應(yīng)變能。即：△G=-△Gv+△G表+△GE其中：△G—相變自在能△G表—外表能△GE—應(yīng)變能△Gv—體積自在能2-8硼對鋼淬透性的影響2024/1/2617從而使得形核前需求跨過的勢壘增高〔見圖中虛線〕，呵斥了新相形核困難，延伸了奧氏體分解的孕育期，使淬透性添加。2-8硼對鋼淬透性的影響2-9硼對鋼淬硬性的影響微量硼可以明顯提高鋼的淬硬性，主要與鋼的化學成分和夾雜物元素如氧、氮有關(guān)。鋼的化學成分一定時，淬硬性隨著淬火溫度的變化具有一個峰值特征。微量硼能抑制鐵素體的形核，使“C〞曲線右移，從而改動其根本外形，具有本人獨特的“C〞曲線組織由上貝氏體過渡到板條貝氏體，具有更好的強韌性協(xié)同作用。2024/1/26182-9硼對鋼淬硬性的影響微量的硼可以明顯地提高鋼的淬硬性，隨冷速的加大，硬度逐漸提高2024/1/26192-10鉬硼共同作用機理Mo-B(s)共同作用有利于提高實驗管線鋼的淬透性，提高鋼的強度，其結(jié)協(xié)作用大于兩者單獨作用之和微量B(s)可以明顯抑制鋼中鐵素體在奧氏體晶界上的形核，同時還使貝氏體轉(zhuǎn)變曲線變得扁平，從而即使在低碳的情況下在一定的冷卻速度范圍之內(nèi)也能獲得貝氏體組織或者貝氏體＋馬氏體組織但B的這一作用是基于固溶態(tài)的B(s)易于在奧氏體晶界處偏聚，阻止鐵素體在晶界的優(yōu)先形核。假設(shè)B(s)偏聚到奧氏體晶界與鋼中C，N和O等結(jié)合，那么將失去這一作用2024/1/26202-10鉬硼共同作用機理而Mo參與到鋼中會添加碳的分散激活能，降低碳的活度系數(shù)。且Mo在鋼中易構(gòu)成Mo-C組合，從而減少了C向奧氏體晶界的偏聚。即添加了奧氏體晶界處的有效B(s)含量這更有利于提高鋼的淬透性，進而提高鋼的強度。2024/1/2621假設(shè)鋼中未參與或者只參與少量的Mo，C極易偏聚到奧氏體晶界，從而易與B(s)結(jié)合構(gòu)成碳硼化合物，如Fe23(C,8)6等，減少了B(s)的有效數(shù)量2024/1/26222-11硼對鋼相變的影響貝氏體淬透性提高馬氏體淬透性馬氏體淬火和回火鋼低碳貝氏體鋼參與鉬元素能有效地使珠光體轉(zhuǎn)變曲線右移，但不能完全抑制先析鐵素體析出。微量的硼(0.002%)在奧氏體晶界上有偏聚作用，可有效地抑制先析鐵素體析出。鉬硼復(fù)協(xié)作用使過冷奧氏體向鐵素體的等溫轉(zhuǎn)變曲線進一步右移，使貝氏體轉(zhuǎn)變開場線明顯突出。提高了貝氏體淬透性。2024/1/2623硼對鋼的相變的影響主要在于影響相變的孕育期，即“C〞曲線中，恒溫下開場轉(zhuǎn)變前的時間，孕育期的物理本質(zhì)是新相形核的難易程度。2-11硼對鋼相變的影響2-11硼對鋼相變的影響硼及其他元素對于C曲線的影響2024/1/26242-11硼對鋼相變的影響鋼中參與硼后，由于硼是偏聚傾向較大的元素，能偏聚于晶界，降低了碳原子在晶界上的偏聚濃度，有效地抑制了先共析鐵素體的析出，并對貝氏體轉(zhuǎn)變推遲較少，從而構(gòu)本錢人獨特的“C〞曲線外形。2024/1/2625實驗鋼動態(tài)“C〞曲線2024/1/26262-11硼對鋼相變的影響奧氏體化的鋼過冷到Bs(約550℃)至Ms溫度范圍等溫，將產(chǎn)生貝氏體轉(zhuǎn)變，也稱中溫轉(zhuǎn)變。它是介于分散性珠光體轉(zhuǎn)變和非分散性馬氏體轉(zhuǎn)變之間的一種中間轉(zhuǎn)變。在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域沒有鐵原子的分散，而是依托切變進展奧氏體向鐵素體的點陣重構(gòu)，并經(jīng)過碳原子的分散進展碳化物的沉淀析出。2024/1/26272-11硼對鋼相變的影響構(gòu)成溫度較高呈羽毛狀性能較差構(gòu)成溫度低其中鐵素體片較細，且是位錯亞構(gòu)造，碳化物的彌散度也大，呈針狀性能優(yōu)良上貝氏體下貝氏體構(gòu)成溫度較高由塊狀鐵素體和島狀的富碳奧氏體組成性能優(yōu)良塊狀相貝氏體轉(zhuǎn)變2024/1/2628如下圖，由不同冷卻速率下的低碳貝氏體鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學曲線表示圖可知，對于鉬鋼，V1將發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，v2發(fā)生上貝氏體轉(zhuǎn)變，v3發(fā)生下貝氏體轉(zhuǎn)變。而對于鉬硼鋼，其過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學曲線明顯右移，闡明在較低的冷卻速率下可發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。2-11硼對鋼相變的影響低碳貝氏體鋼必需控制軋制與控制冷卻工藝，特別是嚴厲地控制冷卻工藝，才干得到細小的貝氏體組織，以保證獲得優(yōu)良性能。2024/1/2629強化晶界的機理：硼偏集于晶界上，使晶界區(qū)域的晶格缺位和空穴減少，晶界自在能降低硼減緩了合金元素沿晶界的分散過程硼能抑制晶界片層狀、胞狀析出相以及改善碳化物不均勻分布的形狀，改善了晶界形狀

2-12硼強化晶界的機理2-13硼對低碳鋼晶粒尺寸的影響使奧氏體晶粒增大在低碳鋼中隨硼的質(zhì)量分數(shù)添加，奧氏體晶粒尺寸明顯增大。由于鋼中B與N構(gòu)成BN，減少了AlN的生成數(shù)量，在升溫過程中，BN先溶解于奧氏體，而AlN數(shù)量很少，所以奧氏體晶粒長大不受妨礙。提高奧氏體化溫度，B對奧氏體晶粒長大的作用會更加明顯。在600～900℃范圍內(nèi)，F(xiàn)e23(B2,C)6會在γ晶界析出，如奧氏體化溫度較低時，F(xiàn)e23(B2,C)6沒有完全溶解于奧氏體，殘留的非延續(xù)的Fe23(B2,C)6會妨礙γ晶粒長大；當提高奧氏體化溫度時，F(xiàn)e23(B2,C)6會完全溶解，消除了其妨礙作用，使得γ晶粒迅速長大。2024/1/26302-13硼對低碳鋼晶粒尺寸的影響為了保證B元素的有利作用，減少有害作用，須添加合金元素Ti來固定雜質(zhì)元素O、N，從而使B處于固溶態(tài)，并偏聚于晶界以發(fā)揚其優(yōu)點；并且構(gòu)成的TiN、TiO能有效的起到細化晶粒的作用；同時Ti能抑制加熱時奧氏體晶粒的長大，并且微量的Ti也有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性。2024/1/26312-13硼對低碳鋼晶粒尺寸的影響抑制鐵素體形核的能夠代價：晶粒粗大！單位體積內(nèi)晶粒的平均數(shù)量用Z表示，那么在均勻條件下形核和生長時，Z與N和G的關(guān)系為：Z=K(N/G)3/4，其中K為比例常數(shù)，約為0.9。因此，在結(jié)晶過程中凡是減小N而增大G，即：使N/G減小的方法，都可以使晶粒變粗大。硼鋼中固溶硼在降溫過程中可以在奧氏體晶界偏聚，降低了晶界能，可以妨礙先共析鐵素體在奧氏體晶界形核，因此在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時，形核率N降低；而且，硼對晶粒的長大速度沒有影響，那么平均長大速度G不變，從而使N/G變小，晶粒數(shù)Z小，平均晶粒尺寸大。2024/1/26322-13硼對低碳鋼組織性能的影響綜上所述，硼對鋼組織性能的影響取決于：鋼的化學成分軋制工藝，包括：終軋溫度開冷溫度終冷溫度冷卻速度，等等2024/1/26332024/1/26343-1CaseStudy：Q690CFD鋼資料化學成分試樣號爐號C%Si%Mn%P%S%Ni%Cr%Cu%Nb%Mo%Ti%V%Ca%B%1#9P048500.0730.281.660.0080.00260.240.280.390.0540.210.015.0020.00160.00124#9P048520.0550.281.710.0080.00330.240.280.400.0510.220.016.0020.00130.00092#、3#9P052020.0600.321.740.0090.00240.110.0450.230.020.06.0020.00185#9Q053950.0520.361.700.0080.00210.130.0420.220.010.06.0020.00192024/1/26353-2Q690CFD的力學性能資料力學性能：問題—不穩(wěn)定試樣號爐號坯號板號力學性能屈服強度（MPa）抗拉強度（MPa）延伸率（%）沖擊功（J）1#9P04850B419P04850B11019432800070582518.04850462#9P05202B239P05202B11019433700073080519.53922233#9P05202B139P05202B11019433900073581020.0171902074#9P04852B229P04852B11019434100070581519.51802422305#9Q05395B139Q05395B11019435600067577519.0248228139對試制的Q690CFD鋼板進展沖擊實驗，發(fā)現(xiàn)試樣沖擊功值差距較大，其中兩個試樣的沖擊功值遠遠小于鋼板設(shè)計值，闡明試制鋼板的韌度不達標。其中2#和3#試樣成分一樣，但是經(jīng)控軋控冷加工后，其沖擊功值差距較大，闡明3#試樣的韌度高于2#試樣，為了找出其中的緣由，進展了一下研討。2024/1/26363-3Q690CFD鋼組織分析資料組織察看2#試樣200倍光學顯微組織3#試樣200倍光學顯微組織2024/1/26373-3Q690CFD鋼組織分析2#試樣500倍光學顯微組織3#試樣500倍光學顯微組織2024/1/26383-3Q690CFD鋼組織分析2#試樣二次電子成像顯微組織3#試樣二次電子成像顯微組織2024/1/26393-3Q690CFD鋼組織分析2#試樣二次電子成像顯微組織2#試樣二次電子成像顯微組織3#試樣二次電子成像顯微組織3#試樣二次電子成像顯微組織2024/1/26403-3Q690CFD鋼組織分析從圖中的微觀組織構(gòu)造可以看出，2#試樣和3#試樣的組織都為呈片狀的貝氏體+雪白色鐵素體構(gòu)造。但比較兩個試樣的光學顯微組織和二次電子成像顯微組織發(fā)現(xiàn)，兩個試樣的組織構(gòu)造有較大差別，2#試樣，鐵素體晶粒較大、含量較多，且鐵素體和貝氏體沿晶界兩側(cè)分布，組織不均勻。3#試樣，鐵素體晶粒小、含量少，且均勻彌散分布于貝氏體組織中。2024/1/26413-4Q690CFD鋼斷裂微觀分析斷裂形貌察看斷口亞表層金相察看2#試樣斷口亞表層200倍顯微形貌2024/1/26423-4Q690CFD鋼斷口微觀分析2#試樣斷口亞表層500倍顯微形貌對2#試樣沖擊斷口亞表層進展顯微察看，發(fā)現(xiàn)沖擊斷口平直，呈現(xiàn)出解離斷裂特征。斷口邊緣金相為單一貝氏體組織。對試樣內(nèi)部裂紋進展顯微察看，發(fā)現(xiàn)內(nèi)部裂紋邊緣金相仍為單一貝氏體。2024/1/26433-4Q690CFD鋼斷口微觀分析3#試樣斷口亞表層200倍顯微形貌2024/1/26443-4Q690CFD鋼斷口微觀分析3#試樣斷口亞表層500倍顯微形貌3#試樣斷口亞表層1000倍顯微形貌2024/1/26453-4Q690CFD鋼斷口微觀分析3#試樣斷口亞表層1000倍顯微形貌對3#試樣沖擊斷口亞表層進展顯微察看，發(fā)現(xiàn)斷口為鋸齒狀，斷口附近分布有很多小孔洞〔韌窩〕，并且斷口組織發(fā)生很多的塑性變形，闡明斷口為明顯的韌窩斷口，資料表現(xiàn)出很好的韌性。2024/1/26463-4Q690CFD鋼斷口微觀分析2#試樣斷口形貌2024/1/26473-4Q690CFD鋼斷口微觀