原位观察重熔现在外文翻译.doc

外文文献及翻译原位观察重熔现象 专 业冶金工程班 级冶金0801班学 号200802126022学生姓名熊鹏指导教师王炜老师完成日期20122.27原位观察重熔现象尹鸿宾，肯尼思 Blazek，奥斯卡 Lanzi 摘 要： 众所周知在连铸过程中往钢水中加入硼（B）是有困难的。这些困难包括：表面裂纹，内部中间裂缝，以及铸造产品的中心线问题。严重情况下，一个很大的问题会在含B轴承钢的铸造过程中出现。根据作者对硼在不同碳含量的Fe-B合金的伪二元相图中的效果研究，发现在C的含量小于1%时，添加硼后会使完全凝固的钢可能发生逆行融化现象。这种逆行熔融现象最有可能在温度接近1350时在晶间区域和晶界处发生。熔液将存留下来直到温度接近1100。这种熔点低的残留物在铸造过程中被认为是导致含B轴承钢铸造困难的主要原因。 为了确认相图的模拟研究和重熔现象的发生，我们使用了激光扫描共聚焦显微镜（CSLM）的研究来进行“原位”观察。这些研究不仅证实了在低于1200的情况下发生的逆行熔融现象，同时也反应了硼在钢中的严重偏析现象能导致在一些含B低至10ppm的轴承钢中的液相的存在温度下降到至少1350。本文将总结观测结果。关键词：硼钢 逆行融化 熔晶转变反应 凝固 激光扫描共焦显微镜 连铸1.介绍目前为汽车行业服务的钢材市场正往占有较大比例应用的先进高强度钢（AHSS）的方向发展。利用高强度钢的优势之一是可以在不以牺牲安全的前提下尽可能的把汽车组件做的更薄。由于硼钢的强化效果显著，一系列的含硼轴承钢产品已经被开发出来并且应用到许多最新的汽车模型上。除了在汽车行业对硼钢的需求在增大，在传统的钢材市场硼钢的需求也在继续上升。然而，对硼钢进行商业化的生产时，挑战总是存在的，尤其是在连续铸造工艺中。这些困难包括频繁铸造，表面裂纹和内部开裂等。在图1中显示的是在美国安赛乐米塔尔的薄板坯连铸机生产的产品出现内部中间裂纹的纵向截面。硼的含量是24ppm。图1的下部是一个浸蚀后的裂纹区域的放大照片。它是明确的裂纹间树突状热开裂现象引起的。在铸造过程中，从裂缝的长度和板坯的温度梯度，可以预计，熔点极低点液膜存在树状之间。当薄板坯 图1 硼钢板坯中的中央裂纹的形变发生在连铸机的最后阶段时，由于没有受力有液膜的枝状部位能够打开。为了了解硼给铸造工艺带来困难的根源原因，人们在东芝加哥（美国）开展了广泛的研究。Thermo-Calc软件被用来确定在各种硼和碳的范围内铁硼系统的伪二元相图。 图2 来自Thermo-Calc的铁硼二元伪相图 图3 0.1%碳含量时铁硼伪二元相图这些模拟分析发现了一个具体的现象，对于铁硼合金系在这种熔晶转变反应中和熔晶反应发生后进行逆行熔化凝固冷却温度能下降到1100。这些过程导致富硼的液体在冷却时，打断了正常的凝固过程。在此之后的建模工作，进行了实验研究，以确认实验室的铁-碳-硼合金钢和商业用硼钢的逆行融化现象。 在这项研究中采用的技术之一是“原位”共聚焦激光扫描显微镜观察（CSLM）。CSLM已被开发和广泛在使用“原位”高温现象的观察在钢的相变，熔化和凝固中。1-4）它是对这一现象的视觉确认和观察逆行融化现象的理想工具。在本文中，我将简要回顾建模工作和“原位”的观测结果以及提交细节。2.热力学相分析基于Thermo-Calc的计算，铁硼合金的二元相图的碳含量定位0,0.05,0.1,0.2,0.4,0.8和1.0%，硼的含量从0到0.1%。三个额外的伪二元相图的铁硼系的定为0，0.3，0.8%的碳含量和锰0.4和0.27的硅，硼含量在相同的范围内变化。5，6）2.1纯铁硼系 如图2所示为纯铁硼合金相，熔晶反应将会发生在1360当硼的含量在0.022到0.045%之间。这个反应的结果是-铁素体向-奥氏体的晶型转变。根据Kubaschewski的报告这种液体阶段的转变直到温度达到1175，确切的说是1177仍然有效。7）这里比较有趣的一点就是钢将首先充分巩固冷却后，然后在较低的温度下部分发生重熔现象，这就是熔晶转变反应。在此相图中还发现一个有趣的现象，逆行熔化线随着温度的降低向左侧弯曲。正如在图2中虚线所示，当温度降低，钢的完全凝固发生在大约1500。经过一系列的相变完全变成区，它满足了逆行熔线在约1240以下的钢液中再次出现。这部分液体会在最后1175时固化。由于硼在固体中的溶解度下降，这种液体是富硼的并且开始冷却。进行逆行融化的重要性在于，它使重熔钢朝着更低的硼含量前进从硼的含量为0.022%开始到接近0.015%（150ppm）的溶解曲线。众所周知，硼在钢液凝固过程中偏析现象是很严重的。在传统的冷却速度和薄板坯连铸过程中，对于硼含量低于30ppm的钢液来说，偏析现象很容易使得局部硼含量增长到150ppm，比如枝晶区和晶界区。2.2 铁-硼-碳系和铁-硼-锰-硅系对于型钢来说，通常加入碳，锰和硅能够实现所需的属性，并且这些元素的添加对铁的相变有强烈的影响。因此，铁硼伪二元相图加入碳，锰和硅被开发出来。如图3所示，碳含量为0.1%的铁硼相图，其他的铁-硼-碳相图可以查找文献5）。在铁硼系中加入碳会改变硼铁合金在高温区的相图，缩小到一个完全固化并且硼含量较低的区域。取代晶熔转变反应，铁-硼-碳系开始了一种在类似的温度下逆行重熔的反应，对于纯铁硼系这个温度约为1350。这个逆行融化反应仍然需要碳的含量达到约为1%。当碳含量上升，进行重熔现象的最小硼含量将减小同时完全凝固的温度也将减小如图4中所示。例如，当碳含量为0.8%时，引起重熔现象的最低硼含量将减小到120ppm对比于碳含量为0时需要150ppm。与此同时，最终的凝固点将下降到1135对于比碳含量为0时的1175。添加固定数量的硅锰能进一步改变这个相图，图5便是铁-硼-0.3%碳-0.4%锰-0.27%硅系相图。然而，拐点和逆行融化曲线没变。由于碳的增加，发生重熔现象所需最低硼含量和最终凝固温度都下降了，正如图6所示，通过比较图6和图4，我们可以清楚的看到锰和硅的加入使最低逆行融化硼含量和最终凝固温度都相当显著下降。 图4 在铁-硼-碳系中最终凝固温度和最低进行逆行融化的硼含量 图5 铁-硼-碳系相图 图6 在铁-硼-碳系中最终凝固温度和发生重熔反应最少硼含量可以看出在碳含量为0.8%时，最终凝固的温度低于1080，最低的硼含量仅达到了75ppm。 这意味着在钢中加入常见元素将进一步降低逆行熔化现象进行所需硼的含量。在强烈的偏析条件下，硼的含量在枝晶区很容易达到这个门槛，因此，逆行融化现象发生在铸造产品中可能会导致内部缺陷如图1所示。然而，这些结论是从模拟分析只根据Thermo-Calc计算得到。更确定的结论需要从逆行熔融实验得到。3实验3.1.CSLM 系统 在本研究中所使用的工具之一，是CSLM，已被广泛用于“原位”观察在钢的相变温度升高到钢熔化。固体和液体之间的区别在微观尺度上的阶段可以轻易的用CSLM观察到。CSLM设备结合了红外图像炉具体其他的一些详细说明8）可以参照图7. 图7 CSLM设备简图观察到的钢铁熔化凝固行为将在CRT显示器上显示，这个方法倍数高达2100倍并且以每秒30帧的速度记录在录像带上。CSLM的分辨率是接近0.5mm，这是CSLM能检测到的最小尺寸。钢样品被加工成光盘（直径3.8毫米3毫米的高度）与观测到的一面镜子打磨，并设置成高纯度的氧化铝坩埚（5.5毫米外径，内径4.5毫米，5毫米的高度）。样本和坩埚放入金相炉中一个镀金椭圆形腔里如图7中所示。然后，交替运行高真空和高纯度氩气三次用来吸附内部所有空腔的参与气体。接着，冲洗30分钟，最后氩气达到如下水平，以尽量减少室内的氧气。在实验过程中，超高纯氩气含大约10ppb的CO+CO2+H2O+O2混合气体进一步还原并在高温下加入铜，镁粉末，以防止样品表面再氧化。样品随后被手动利用卤素灯（650W）加热到所需温度。 表1 实验室热化学一旦样品的温度达到了预期的温度值，那么接下来的观察就是在由先进的电脑控制加热输入功率而进一步控制温度在正负1的范围内进行。接下来冷却工作也是手动进行。3.2. 铁-硼-碳-锰-硅合金加热 为了确认逆行熔化现象，21组实验（1到21组在表1中）加热具有不用的硼和碳含量但是锰和硅的含量的固定的。此外，4组实验（表1中的22到25）进行了模拟两个型钢1523硼钢（*）1525硼钢（#），现正在安赛乐米塔尔美国板坯连铸机的生产。在两个模拟的型钢钢种中，铝和钛的含量都控制在0.04%。在1523硼钢中没有铬但是在1525中却添加了0.22%的铬。没有其他元素被加入到这些组实验中。从表1中我们可以看到，碳的含量从0.0013到0.847%变化而硼的含量从0到0.0477%变化。这些实验室加热是在50公斤的真空感应炉中完成，铸锭投入到炉子中。然后样品利用铸锭表面加工出来以供CSLM研究。4.结论4.1.冷却后观察目前建模工作的重要意义是寻找在低于1200的铁-硼（碳-锰-硅）合金中可能存在的低熔点相。为了确认，通过首先融化样品接着冷却凝固做了CSLM观察。在这些实验中所面临的困难是控制熔化凝固过程。在大多情况下，样本要么熔化太快，变成液体表面一个圆顶，要么固化太快，因为形成树突使得表面变得粗糙。所以，由于最终凝固，合金元素富集在样品中央面积，在冷却过程中的观察变为不可能。一些很成功的实验很容易确认低熔点相的存在。一个例子就是图8中给出的冷却过程中的3号样品。从图8（A）在25分钟和40秒时，钢液膜保持在了1179。随着温度的减小，液量开始减少，液膜表面上转向水滴（图8（B）。在102625：55时，只有一小液滴如下图8（C）和最终凝固一秒钟后1011的图8（D）。在这个实验中，冷却率被设为快速的，一些过冷度是不可避免的。在这种情况下，如果比较图6中模型的计算值约为100的过冷度是可见的。4.2.加热后观察 由于在冷却过程中的困难，加热后的观察便成了证明逆行熔融和熔晶转变反应的主要证据。逆行融化现象存在的标志就是在较低温度加热时出现液相，然后随着温度进一步上升液相开始固化。这种反向的过程也排除如硼酸低熔点夹杂物，不会重新加热固化。在加热时候，如果凝固过程发生迅速并且有明显固相变，这将是发生熔晶反应的一个重要证据。尽管事实上，固相变化可以增加表面粗造度，但是刚打磨的样本有一个平坦，清洁表面，这使得我们更容易在加热时候观察。使用刚刚擦亮的样本的真正优势在于样品在铸造过程中能够保持它们的铸造结构和偏析程度。对比于真正的铸造过程，这个特点使得观察更为真实。 图8 硼钢在极低的温度下（低于1200）冷却过程中凝固现象的观察 图9 4号样品硼钢在低温下熔化并在较高温度加热时固化 图10 3号样品硼钢在低温下熔化并在较高温度加热时固化图9中展示的一个例子就是证明这个观察现象的时间序列是来自4号样品加热过程。在1233时，图9（A）中样品表面全是固体。12秒后如图9（B），样品表面上出现一些液相水滴。相邻水滴之间的间距约10至20微米，这相当于是二次枝晶臂的间距。随着温度的不断上升，越来越多的液体从固体基质中出来（见图9（C）在1420时）。这些液滴凝固同时也作为观察固相变发生的依据如图9（D）在1432时。所以，观察到的相变很明显就是熔晶转变反应。 在加热过程中3号样品的现象如图10所示。图10（A）中在22：13温度上升到1192时，整个样品的表面仍然是固体。一秒后当温度达到仅1198时，液相出现并形成液滴如图10（B）白线所画的圈圈中。随着温度继续上升到1214如图10（C）液滴向四周扩散，液相的体积开始增大。然后，液相的体积保持不变直到温度达到1336如图10（E），在这一点液相开始缩小。在1409时，由于急剧的熔晶转变反应（见反应后形成新的晶界），液相突然消失（见图10（F）。虽然温度不匹配，但是观察到的相变现象完全是按照通过Thermo-Calc计算相图（图2）预测的那样。温度的不匹配显然是因为相图是根据平衡条件做出来的然而CSLM实验当样品被迅速加热导致过度加热，控制炉内的温度显然不是样品表面的真实温度。4.3.观察摘要 通过回顾所有记录下来的观察现象，发生相变的温度和相出现/消失的发生都被标记和绘制在产生的Thermo-Calc相图上。图11所给出的例子是比较硼-铁-0%碳-0.4%锰-0.27%硅合金在表1中所标记的温度都冷却（有符号圈）和都加热（无符号圈）下的相图和观察结果。图11中对于所有硼含量高于0.0215%的样品来说，熔点低的硼铁液相由1000到1200组成。这些在1277和1460之间的液相将会由于硼含量在0.0215%到0.0395%之间反生熔晶转变反应而消失，但是它不会出现在硼含量为0.0477%的合金中，因为它已经经过了熔晶转变的区域，正如Thermo-Calc预测的那样。 图11 CSLM结果的图形展示熔点低的硼铁液体的出现也说明了对于所有硼含量小于0.0150%，低于均衡相图的预测，这种液相不会存在。观察到低熔点液体的硼的最低水平是4ppm，也有人观察15和48ppm水平的硼以及94ppm水平。这种液体出现在1350和1390之间为48ppm，出现在1120为94ppm水平。在这样低温的条件液相的出现并没有被Thermo-Calc二元伪相图所预测。因此，它的存在只能归因在凝固过程中硼的偏析。它可以得出结论在碳含量为0%时，Thermo-Calc的相图预测是正确的，而且甚至是在硼含量为4ppm或更低熔点，由于凝固偏析硼铁液相将会在低温条件下存在。很明显从这些对合金的观察中，我们可以发现在共聚焦显微镜下，铸件所占有的体积随着低熔点相的增加和硼的含量的增加以及它消失的温度而增加。对于0.3%碳和0.8%碳合金系我们做了相同的处理并得到了类似的结论。5.讨论 图12 第一次液相的出现的观察和计算温度的比较图12中，所有观测到第一次液相的出现（最低熔点）被绘制在一起包括0%碳，0.3%碳和0.8%碳的合金系。途中没有标志的线的温度是计算温度，通过Thermo-Calc产生的相图第一次液相应该出现所确定的。有符号的线条是相应的观测温度。阶段的变化代表最低熔点相开始出现的硼的含量。原则上，这些步骤观察到的对三个碳合金的研究水平和转折发生的温度以及步骤中硼的含量随着碳的含量变化应该是与预测吻合的。然而，转折时通过观察得到的硼的含量是比计算得到的硼的含量低得多。对于0.3%碳和0.8%碳来说，观察到的这个步骤硼的含量大约是40ppm，然后计算预测得到的对应是110ppm和65ppm。对于0%碳来说，有两个转折点。低一点硼含量在50到90ppm之间对比于预测的150ppm。对于这个现象的解释被认定为是在凝固过程中偏析所导致的。在硼的含量甚至低于图12（B10ppm）中最基本的硼的含量时，观察到的温度的倾斜程度远远比预测的所有的碳合金系陡峭。对于0%碳，有一个第一次液体出现的平台温度，硼含量在20到50ppm之间。这个温度非常接近熔晶转变反应时由Thermo-Calc预测的硼含量在220到450ppm之间的温度。所有的这些观察都表明硼的偏析导致曲线转折。根据修改的Scheil-Gulliver模型，当然这一模型也适用于Thermo-Calc(硼和碳被指定为相之间平衡的间隙元素)，硼的偏析现象在最后的液体中比0%碳系高出10到15倍（但Scheil-Gulliver没有考虑到的是偏析可能发生在逆行融化过程中）。由于低熔点，富硼的原因最后的固化现象仅仅被计算为1120，这时硼的偏析现象是0.3%和0.8%碳系的70到80倍。在图12中，可以预计在实验室的偏析程度将会是10倍左右，考虑到在小矩形50公斤中的空腔中快速冷却这是合理的。对硼样品采用低电压SEM半定量分析说明硼的集中区与周围分散区的比是5，这与图12中估算的量级是一样的。对于薄板坯来说，铸铁表面附近的板坯冷却速率应该比小型实验室铸锭高一些，因此偏析程度应该更大。在图1中薄板坯样品发现的缺陷含硼仅24ppm。这些缺陷的形成需要偏析的程度大约是20倍的形成这些液体融化相碱基组成。由于在图1中的样品是1523级含有0.23%碳，Scheil-Gulliver适用于该水平的计算预测是70到80倍的最大偏析程度，所需的偏析产生的缺陷属于此限制。这种程度的偏析甚至是很低的硼含量也可以导致逆行重融，熔晶转变反应和在薄板坯铸造过程中低熔点液相的出现。这就是硼钢的铸造变得困难，以及热脆的可能性，表面裂纹以及内部热裂缺陷如图1所示的原因。6.结论（1）热力学分析表明硼的加入给钢首先完全固化接着部分重熔带来了可能（逆行融化现象和熔晶转变反应），这些将最有可能出现在晶界和枝晶间区域。这些液体能够存留到温度低至1120到1170。（2）“原位”观察与共聚集激光扫描显微镜证实了逆行融化和熔晶转变反应现象包含在不同的碳含量的合金中。（3）由于硼在晶界和枝晶间区域的偏析现象，低熔点铁硼相将比预期温度更早的出现甚至在硼的含量低至0.0004%。（4）这种现象被发现，导致商业连铸产品的严重内部缺陷虽然硼的含量仅20ppm。从目前的研究上来看，即使是最低的低于10ppm的硼的增加也极有可能会导致铸造缺陷。进一步的加入硼只会增加缺陷的严重性。鸣谢笔者想感谢美国卡内基-梅隆大学的钢铁研究所，提供CSLM设备和实验支持