摘 要：【目的】超级奥氏体不锈钢中Cr、Mo等元素的严重偏析,使得其在热轧过程中析出大量富Mo、Cr第二相,从而引发轧制开裂、分层等问题,B微合金化有利于遏制σ相的析出。【方法】在实验的基础上对比分析了B对S31254超级奥氏体不锈钢基体、析出相的影响及其Cr、Mo等元素分布,并结合实验结果,以γ-Fe 
∑11(113)两种晶界结构模型为研究对象,分析了Cr、Ni、Mn、Mo、Cu、Si在两种晶界处的偏析倾向,探讨了B处于晶界时,对以上元素晶界偏析行为的影响。【结果】研究发现以上合金元素均可固溶于γ-Fe ∑9、γ-Fe ∑11晶界结构体系,Cr、Mo均有在γ-Fe ∑9、γ-Fe ∑11晶界偏析的倾向,Mo在晶界处偏析倾向最为严重;而B处于晶界时,可抑制Cr、Mo在γ-Fe ∑11晶界的偏析,对Mo在γ-Fe ∑9晶界偏析的抑制作用较弱。【结论】从原子层次上诠释了实验中B在超级奥氏体不锈钢中抑制富Mo析出相析出的本质,为后续超级奥氏体不锈钢的成分优化奠定了基础。
YAN Xin,ZHANG Yi,YANG Jing,et al.Effect of B on segregation behavior of Mo at γ-Fe ∑9 and ∑11 grain boundaries[J].Journal of Taiyuan University of Technology,2023,54(6):1055-1062.
Abstract：【Purposes】Owing to the serious segregation of Cr and Mo in super austenitic stainless steel,a large number of Mo-and Cr-rich second phases precipitate during the hot rolling process,which leads to rolling cracking and delamination.Boron microalloying is helpful for preventing the σ phase precipitation.【Methods】The matrices and precipitate structures of boron-free and boron-containing S31254 super austenitic stainless steels and the distribution of elements such as Cr and Mo were analyzed experimentally.Combined with the experimental results,two grain boundary structure models of γ-Fe 
and γ-Fe ∑11(113) were taken as the research objects.The segregation tendency of Cr,Ni,Mn,Mo,Cu,and Si at grain boundaries was analyzed,and the influence of B on the segregation behavior of these elements at grain boundaries was discussed.【Findings】It was found that all of these alloying elements can be solid soluble in the grain boundary structure model of γ-Fe ∑9 and γ-Fe ∑11.Both Cr and Mo tend to segregate at the grain boundary of γ-Fe ∑9 and γ-Fe ∑11,and Mo tends to segregate most seriously at the grain boundary.When B is at the grain boundary,the segregation of Cr and Mo at the γ-Fe ∑11 boundary is inhibited,but the segregation of Mo at γ-Fe ∑9 boundary is weakly inhibited.【Conclusions】The essential reason why the precipitated phase can be inhibited by the addition of super austenitic stainless steel to B is explained from the atomic level,which lays a foundation for the composition optimization of super austenitic stainless steel in the future.
超级奥氏体不锈钢中含有大量的合金元素,如Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si等,其中Cr、Mo等是铁素体形成元素,Ni、Mn、Cu等是奥氏体形成元素,可以扩大并稳定奥氏体相区[1-4]。相对于普通的奥氏体不锈钢,超级奥氏体不锈钢在耐晶间腐蚀、点蚀等方面表现更为优异[5-7],因此被广泛应用于烟气脱硫、石油化工、海水淡化等领域[8-11]。然而,在热加工过程中,由于合金元素较多,超级奥氏体不锈钢中的合金元素极易发生晶界偏析,并形成大量的第二相,引发开裂、分层等问题,严重制约了超级奥氏体不锈钢的生产及应用。因此,如何有效改善Cr、Mo等合金元素的晶界偏析、遏制第二相的析出成为目前研究的热点。
B在奥氏体中的溶解度极小,一般分布于位错、晶界等结构缺陷处,易在晶界位置发生偏析,从而影响超级奥氏体不锈钢的性能。崔一士等对S31254的固溶工艺进行了分析,表明经1 220 ℃/2 h的固溶处理,添加B元素的S31254中σ相回溶速度很快[12-14];白晋钢等发现S31254超级奥氏体不锈钢在高温轧制过程中的析出相主要以σ相为主,B微合金化的S31254可有效抑制在热轧过程中σ相的析出[15-17]。尽管添加B后的超级奥氏体不锈钢中析出相发生明显的变化,同时也影响σ相的形成元素Cr、Mo等,但在实验上仍然难以观察到晶界B的存在。密度泛函的第一性原理为从原子层次探索合金元素在晶体结构中的迁移、扩散、占位提供了可能,近年来合金元素在晶界偏析倾向的理论研究已有很多[18-19]。基于此,本文以超级奥氏体不锈钢中常见的两类晶界
为研究对象,分析超级奥氏体不锈钢中Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si等合金元素在这两个晶界结构的占位倾向,并分析B对这些合金元素晶界偏析倾向的影响,以便更深入理解B在超级奥氏体不锈钢中所起的作用。
实验采用的超级奥氏体不锈钢S31254由太钢集团技术中心用真空感应炉制备,基于ASTM A312成分标准冶炼、热轧,并在其中加入0.004%(质量分数)的B.主要元素C、Cr、Ni、Mo、Cu、N、B的含量(质量分数)分别为0.02%、20.17%、18.15%、6.03%、0.72%、0.212%、0.004%.将试样切割成15 mm×15 mm×3 mm的薄片,制备分析用样品,利用电子色散X射线能谱(EDS)和场发射扫描电子显微镜(SEM)对微观组织和成分进行表征。
计算采用VASP[20-21]软件包完成。交换关联函数均采用广义梯度近似GGA[22]中的PBE[23]泛函,原子核和价电子间的相互作用采用PAW方法处理[24]。平面波的截断能为400 eV,布里渊区k点取样为5×5×1,迭代计算时自洽场的收敛精度为10-6 eV/atom,每个原子上的力收敛标准为0.1 eV/nm.此外,Fe、Cr、B、Mo、Mn、Si、Ni、Cu的价电子构型分别为3d64s2、3d54s1、2s22p1、4d55s1、3d54s2、3s23p2、3d84s2、3d104s1.
γ-Fe 对称倾转晶界是
面以[110]晶向为旋转轴,将两部分晶体旋转38.94°所构成,γ-Fe ∑11(113)对称倾转晶界是γ-Fe(113)面以[110]晶向为旋转轴,将两部分晶体旋转129.52°所构成(见表1)。两个晶体的叠加导致两个晶格的子晶格的位置重合,距离太近的位点将被合并。本文
晶界中含36个Fe原子,初始晶胞尺寸0.243 nm×0.729 nm×2.062 nm,γ-Fe ∑11(113)晶界中含44个Fe原子,初始晶胞尺寸0.243 nm×0.806 nm×2.280 nm,α=β=γ=90°,首先对γ-Fe 
∑11(113)晶界体系进行结构优化,优化后的晶界结构特性如表1所示。晶界能γGB为[25]:
表1 
、∑11(113)晶界的结构特性
Table 1 Structural characteristics of 
and γ-Fe∑11(113) grain boundaries
Grain boundariesγGB/(J·m-2)ΔV/(nm3·nm-2)Angle/(°)Numbers of atomsSupercell dimensions/(nm×nm×nm)S/nm2γ-Fe ∑9(221)1.7160.114 338.94360.243×0.729×2.0620.177 1γ-Fe ∑11(113)0.5590.049 9129.52440.243×0.806×2.2800.195 9
(1)
式中:
是晶界超胞经弛豫后的总能量,
是fcc-Fe块体结构中单个原子的体能量,S是超胞结构对应的界面横截面积,nGB是晶界超胞中的原子数。
fcc-Fe晶界结构的过剩体积(ΔV)反映界面原子体积相对于晶粒内部原子体积的增加量,用于反映界面处缺陷、元素偏析于晶界后对晶界结构影响的程度,依据文
,其中VGB是晶界超胞弛豫后的总体积,nGB是晶界超胞中的原子数,Vbulk/atom是fcc-Fe块体结构中单个原子的体积,S是超胞结构对应的界面横截面积。
晶界的原子排列有序度用重合位置点阵模型(CSL)描述,用重合阵点数占原阵点数比重的倒数∑表示[27-29],∑值越小,该CSL晶界中原子排列的有序度越高。低∑的CSL晶界的界面能较低。∑9晶界属于∑3n (1≤n≤3)类型晶界,∑3、∑9晶界在不锈钢中占比很高。所以,本文主要研究了占比较高的晶界以及∑11(113)晶界。由于界面是晶界结构中最为薄弱的区域,且往往也是元素最易偏析的位置,计算中置换型元素Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si分别取代晶界处原子M1位置,同时为了对比分析,又选取远离晶界的M2代表基体位置。Fe1、Fe2、Fe3、Fe4分别代表界面处合金元素周围的Fe原子。图1为晶界结构模型。
图1 γ-Fe-M ∑9(a)和∑11(b)晶界结构模型
Fig.1 γ-Fe-M ∑9(a) and ∑11(b) grain boundary model
1) 结合能
体系的结合能数值可判断体系结构的稳定性能,结合能数值小于零,体系可稳定存在。结合能计算公式[30]如下:
Eb=Etotal-∑niμi.
(2)
式中:Eb为结合能,Etotal表示晶胞的总能,μi为单个原子在孤立态时的能量,ni为体系中各元素的原子总数。
2) 偏析能
合金元素在界面处的偏析趋势,可通过计算界面偏析能Eseg来衡量,本文Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si、B原子在界面的偏析通过公式[30-31]计算:
(3)
式中:
为晶界系统中合金元素在i位置处的偏析能,
分别为晶界系统中合金元素在i位置处、基体内部位置处的总能量。
图2(a)和图2(b)分别为无B和含B(0.004%)的S31254超级奥氏体不锈钢热轧态的微观组织。由图2可知,S31254由基体奥氏体组织和白色σ析出相组成。无B的S31254试样中的白色σ相范围宽且多,明显多于含B试样中的σ相,析出相沿着轧制带方向分布最为严重。含B的S31254试样中σ相数量沿着轧制带明显减少,且析出区域很窄,表明B的添加有利于减少σ相的析出。
图2 无B、含B的S31254超级奥氏体不锈钢热轧态微观组织
Fig.2 Hot rolled microstructure of S31254 super austenitic stainless steel without B and with B
为了进一步分析无B和含B的S31254超级奥氏体不锈钢中σ相的成分,对无、有B的S31254超级奥氏体不锈钢试样表面成分进行了面扫描,见图3和图4.图3为σ相,富含Mo较多,其次为Cr元素,这与σ相的成分特征相符。
图3 无B的S31254超级奥氏体不锈钢微观组织EDS能谱分析
Fig.3 EDS analysis of the microstructure of S31254 super austenitic stainless steel without B
图4 有B的S31254超级奥氏体不锈钢微观组织EDS能谱分析
Fig.4 EDS analysis of the microstructure of S31254 super austenitic stainless steel with B
图4为含B的S31254超级奥氏体不锈钢中σ相EDS能谱面扫描分析结果。图中各元素分布与图3一致,σ相中富含Mo,由于σ相颗粒较小,Cr元素没有出现明显的亮点,除了轧制带外,σ相主要分布于晶界,由晶界析出。添加B后,并没有检测到晶界有B的存在。一般来说,B很难溶于奥氏体基体中,只能存在于界面。从在S31254中添加B后产生的效果来看,确实含B试样中σ相明显减少,且σ相分布于界面,说明B对超级奥氏体中σ相的晶界析出产生了抑制作用。为了弥补实验中难以利用检测手段获得B对析出相中Cr、Mo影响的不足,采用密度泛函理论,利用第一性原理的方法研究B在γ-Fe ∑9、∑11晶界处对合金元素析出的影响。
为分析合金元素在γ-Fe ∑9、∑11晶界结构中的稳定性,计算了合金元素Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si溶于γ-Fe ∑9、∑11晶界结构体系的结合能,如图5所示。在γ-Fe ∑9晶界结构中,Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si溶于晶界体系后,体系结合能均为负值,表明这些元素固溶于γ-Fe ∑9晶界体系后结构是稳定的。在γ-Fe ∑11晶界结构中,6种合金元素与γ-Fe ∑11(113)晶界体系构成的复合体系结合能也均为负值。因此,6种合金元素与γ-Fe ∑9、∑11构建的复合体系均可稳定存在。另外,相较于γ-Fe ∑9体系,这些元素更易存在于γ-Fe ∑11体系。
图5 (Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si)溶于γ-Fe ∑9/∑11晶界结构的结合能
Fig.5 Eb of Cr,Mn,Ni,Mo,Cu,and Si in γ-Fe ∑9/∑11
为分析合金元素在γ-Fe ∑9、∑11晶界结构体系的占位倾向,计算了偏析能,如图6所示。在
晶界结构中,Cr、Mn、Ni、Mo、Cu和Si溶于晶界体系后,除Si 易均匀分布于基体外,Cr、Mn、Ni、Mo、Cu合金元素在晶界偏析能均为负值,其值在-0.525 eV～-0.030 eV之间,对比来看,Mo的偏析倾向最大,而Cr、Cu、Mn、Ni在晶界处偏析的倾向较小,偏析严重程度依次为Mo>Cr>Cu>Mn>Ni.γ-Fe ∑11(113)晶界结构中,6种合金元素在晶界处的偏析能均为负值,在-0.348 eV～-0.034 eV之间,说明6种合金元素均易在γ-Fe ∑11晶界处偏析,偏析严重程度依次为:Mo>Cu>Cr>Si>Ni>Mn.从两个晶界偏析能的具体数值来看,Mo和Cr在γ-Fe ∑9和γ-Fe ∑11中的偏析最强,这与SEM分析结果一致,即σ相中Mo含量最高,Cr次之。另外,Mo、Cr在γ-Fe ∑9中的偏析倾向均大于γ-Fe ∑11.
图6 (Cr,Mn,Ni,Mo,Cu,Si)在-γ-Fe ∑9/∑11晶界的偏析能
Fig.6 Eseg of Cr,Mn,Ni,Mo,Cu,and Si in γ-Fe ∑9/∑11
由前述Cr、Mn、Ni、Mo、Cu和Si在γ-Fe ∑9/∑11晶界的偏析倾向来看,构成超级奥氏体不锈钢σ析出相的主要元素Cr、Mo均有偏析倾向,尤其Mo元素在γ-Fe ∑9的偏析最为严重。由实验来看,B在奥氏体不锈钢中的溶解度极低,只分布于晶界,已有的实验和理论都表明,B确实易偏析于晶界[32],故下面研究B处于晶界时对Cr、Mn、Ni、Mo、Cu和Si晶界偏析倾向的影响。图7所示为B在γ-Fe ∑9、∑11体系界面邻近区域时,合金元素分别处于体系晶界、基体中的结构模型。
图7 M(Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si)处于含B的γ-Fe ∑9/∑11体系界面处结构模型
Fig.7 Optimized structures for M(Cr,Mn,Ni,Mo,Cu,Si) in the γ-Fe ∑9/∑11 with B
Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si溶入γ-Fe-B ∑9/∑11晶界结构后,复合体系的结合能均为负值(图8),说明不同元素溶入
和γ-Fe-B ∑11(113)界面结构体系后均可形成稳定的结构。Fe1、Fe2、Fe3、Fe4分别代表界面处合金元素周围的Fe原子。
图8 (Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si)在
和γ-Fe-B ∑11(113)界面结构体系偏析能(Eseg)
Fig.8 Eseg of (Cr,Mn,Ni,Mo,Cu,Si) in γ-Fe-B 
and γ-Fe-B ∑11(113)
B位于界面时,Cr、Mn、Mo晶界处的偏析能为负值,即易偏析在晶界(图8);Ni、Cu、Si在晶界处的偏析能均大于0,即更易稳定分布于基体内。B处于晶界时,合金元素在界面的偏析能值均增加,即B可抑制合金元素在晶界的偏析倾向,具体来看,对Ni、Cu的抑制作用最为明显,由晶界偏析变为均匀分布于基体,而对于Mo,有一定的抑制作用,但仍有偏析倾向。从γ-Fe-B ∑11(113)界面复合体系的偏析倾向来看,B的抑制作用更为明显,偏析能均大于零,有利于Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si溶于γ-Fe ∑11(113)界面体系,稳定存在于晶内。这与实验中添加B后合金元素的分布情况相吻合。
由上述计算结果可知,Mo最易在晶界偏析,B可抑制Mo的偏析,为进一步分析B在晶界处所发挥的作用,研究了其电荷分布。图9为Mo处于晶界时无B、有B结构的总态密度,和结构体系对应的s/p/d轨道形成的分态密度。从有B和无B结构的DOS对比来看,含B体系由于B的介入,费米能级区域的峰形略有变化,费米能级处态密度的数值降低了,即费米能级处的电子数变为49.23 states/eV,具体看主要是Fe、Mo的d轨道起的作用,其次是s轨道起的作用,B的p轨道发挥了一定作用。图10为Mo处于无B和有B的γ-Fe ∑11(113)晶界结构的对应的总态密度,和s/p/d轨道形成的分态密度。可以看出,B加入γ-Fe ∑11(113)晶界结构后,DOS曲线形态没有明显变化,费米能级处电子数变为76.92 states/eV,态密度数值变化很小,没有对晶界作用明显。
图9 Mo在
晶界无B、有B结构的态密度
Fig.9 Density of states of Mo in γ-Fe without B and with B
图10 Mo在γ-Fe ∑11(113)晶界无B、有B结构的态密度
Fig.10 Density of states of Mo in γ-Fe ∑11(113) without B and with B
表2为Mo在
晶界无B、有B结构的Bader电荷,净电荷为正表明该原子失电子,净电荷为负表明该原子得电子,具体Mo、Fe、B原子间的相互位置,无B的∑9、∑11晶界体系见图1,有B的∑9、∑11晶界体系见图7.可看出B处于晶界后均带负电荷,Mo均带正电荷,说明Mo、B与Fe作用后,得失电子及互作用有差别。Mo在有B的
晶界结构的电荷转移数0.453比在无B的晶界结构中电荷转移数0.385有所增加,说明B可促进Mo与其近邻原子间相互作用。同理,Mo在有B的γ-Fe ∑11(113)的电荷转移数0.385比在无B的晶界结构中的电荷转移数0.323有所增加,同样B的加入使得Mo与近邻原子间相互作用增强。
表2 Mo在无B和有B的、γ-Fe ∑11(113)晶界结构的Bader电荷
Table 2 Calculated Bader charges for Fe atom and Cr/Mn/Ni/Mo/Cu/Si atom on boundary
SurfaceFe1Fe2Fe3Fe4MoB∑9Fe-Mo0.0110.001-0.049-0.1160.385-∑9Fe-B-Mo0.0080.0250.021-0.0150.453-0.359∑11Fe-Mo-0.0770.012-0.0790.0170.323-∑11Fe-B-Mo0.0300.0300.0100.0970.385-0.429
本文结合有硼和无硼超级奥氏体不锈钢的晶界元素分布特性,针对超级奥氏体不锈钢晶界析出相的成分特点,构建了∑9、∑11两种晶界,从理论上分析了处于晶界的B对Cr、Ni、Mn、Mo、Cu、Si在γ-Fe ∑9、γ-Fe ∑11两种晶界的偏析倾向的影响,得出如下主要结论:
1) Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si均可稳定存在于
晶界体系并构成复合结构。在晶界结构中,Cr、Mn、Ni、Mo、Cu合金元素在晶界处均有偏析倾向,Mo的偏析倾向最大,偏析程度依次为Mo>Cr>Cu>Mn>Ni;γ-Fe ∑11(113)晶界结构中,Cr、Mn、Ni、Mo、Cu、Si在晶界处均有偏析倾向,偏析程度依次为Mo>Cu>Cr>Si>Ni>Mn.
2) B处于晶界时,可抑制Mo、Cr在γ-Fe 和γ-Fe ∑11(113)晶界的偏析倾向。B在γ-Fe ∑11(113)中对Cr、Mo的偏析倾向影响最为明显,使其趋于在基体均匀分布;对Mo在γ-Fe ∑9晶界偏析的抑制作用较弱。从原子层次上阐明了含B超级奥氏体不锈钢中B处于晶界时可抑制Mo、Cr在晶界处偏析的本质原因。
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