張敏，王子熙，劉晨陽，趙澤宇，劉國懷

精密鑄造

Ti–43Al合金薄板連鑄過程的數(shù)值模擬及微觀組織預(yù)測

張敏，王子熙，劉晨陽，趙澤宇，劉國懷

（東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819）

研究真空條件下Ti–43Al合金在連鑄過程中的傳熱特性及其微觀組織特點(diǎn)。通過ProCAST鑄造仿真軟件，基于非穩(wěn)態(tài)連鑄計(jì)算模型建立了連鑄過程的溫度場模型，獲得了連鑄板材在凝固過程中的溫度場及其固相率的分布規(guī)律，并采用CAFE計(jì)算模塊對(duì)連鑄板材的微觀組織結(jié)果進(jìn)行了預(yù)測。連鑄坯表面與結(jié)晶器接觸的位置溫度下降速度較快，熔池的深度在整個(gè)連鑄過程中處在較為合理的水平上；連鑄板材兩側(cè)表面的細(xì)晶區(qū)非常狹窄，并形成了由板材表面向板材心部生長的柱狀晶區(qū)，在靠近鑄件心部的位置發(fā)生了CET轉(zhuǎn)變。越靠近鑄坯心部，溫度梯度和過冷度越小，越有利于發(fā)生CET轉(zhuǎn)變，使鑄坯由外生長轉(zhuǎn)變?yōu)閮?nèi)生長。數(shù)值模擬預(yù)測所得的結(jié)果與驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合得較好。

Ti–Al合金；連續(xù)鑄造；數(shù)值模擬；微觀組織

與傳統(tǒng)的不銹鋼和鎳基高溫合金相比，γ–TiAl基合金的耐高溫強(qiáng)度、抗蠕變性、抗氧化性和阻燃性能更好[1-2]，同時(shí)還具備密度低、彈性模量大、綜合性能指標(biāo)好于傳統(tǒng)高溫合金、韌性高于普通陶瓷材料的特點(diǎn)[3]。除此之外，鈦鋁合金的膨脹系數(shù)可與低膨脹系數(shù)的鎳基合金相媲美，其易燃性還低于鎳基合金。這些優(yōu)勢使γ–TiAl基合金成為航空、航天導(dǎo)彈發(fā)動(dòng)機(jī)和汽車的輕型耐熱結(jié)構(gòu)部件中最具競爭力的材料[4-6]。

金屬間化合物γ–TiAl合金是難變形金屬的典型代表，具有室溫塑性低和高溫變形能力差的特點(diǎn)[7-9]，在常規(guī)的生產(chǎn)工藝（鍛造、軋制）下難以制備出大尺寸板材[10-11]。同時(shí)，在工程應(yīng)用的成分范圍內(nèi)，γ–TiAl合金較寬的液固區(qū)間和元素固溶差異容易引起宏/微觀偏析以及組織不均勻現(xiàn)象，熱加工過程中存在的局部流變和殘余層片組織嚴(yán)重惡化了TiAl合金的力學(xué)性能[12-14]。同時(shí)，TiAl合金板材制備工藝特殊，導(dǎo)致TiAl合金的生產(chǎn)成本一直無法得到有效控制。這些原因最終導(dǎo)致TiAl合金材料無法有效滿足高性能發(fā)動(dòng)機(jī)發(fā)展的需要。

連鑄作為生產(chǎn)鋼鐵、有色金屬的基本工藝，能夠有效提高生產(chǎn)效率、降低成本[15-16]。目前連鑄技術(shù)已發(fā)展成為世界加工行業(yè)的關(guān)鍵技術(shù)之一，其中薄板連鑄技術(shù)是實(shí)現(xiàn)難變形金屬板材直接成形的先進(jìn)技術(shù)，該工藝可以直接成形大規(guī)格難變形金屬板帶材，當(dāng)采用高導(dǎo)熱率結(jié)晶器系統(tǒng)時(shí)，冷卻速度可達(dá)到102～ 103K/s，有望實(shí)現(xiàn)具有更優(yōu)異力學(xué)性能的薄板連鑄TiAl合金板材的生產(chǎn)[17-20]。因此，基于“102～103K/s亞快速凝固”和“直接成形”的薄板連鑄技術(shù)，有望實(shí)現(xiàn)低成本、高質(zhì)量高溫合金材料的開發(fā)制備。

文中以TiAl合金為研究對(duì)象，在真空、保護(hù)氣氛條件下，利用鑄造模擬軟件ProCAST對(duì)連續(xù)鑄造凝固過程進(jìn)行數(shù)值模擬和試驗(yàn)試制。目的在于解決高新材料、具有特殊物理化學(xué)性質(zhì)材料的制備加工問題，提高其生產(chǎn)成品率和質(zhì)量，并盡可能降低成本，致力于滿足航空、航天、兵器、核能、艦船、電子等行業(yè)對(duì)高性能材料的需求。

1 試驗(yàn)

1.1 材料及物理性能

試驗(yàn)材料為Ti–43Al（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金。結(jié)晶器系統(tǒng)采用的材質(zhì)為鈹銅，其熱物性參數(shù)可直接通過模擬軟件的數(shù)據(jù)庫來選擇。查閱獲得Ti–43Al合金的液固相線溫度分別為1 437 ℃和1 388 ℃，結(jié)晶潛熱為376kJ/kg，比熱容為0.647 12kJ/(kg·K)，熱膨脹系數(shù)為2.013×10?5K?1，導(dǎo)熱系數(shù)為0.011 7×103W/(m·K)，密度為3.486×103kg/m3。

1.2 非穩(wěn)態(tài)算法

針對(duì)連續(xù)鑄造過程的數(shù)值模擬，ProCAST提供了2種連續(xù)鑄造求解模型，即穩(wěn)態(tài)模型和非穩(wěn)態(tài)模型。從連鑄過程開始至到達(dá)穩(wěn)定狀態(tài)（即溫度不再隨時(shí)間變化）前，流場和溫度場的變化需要采用非穩(wěn)態(tài)模型提供的Mile（Mixed Lagrangian–Eulerian）算法進(jìn)行模擬。該算法在計(jì)算流體流動(dòng)時(shí)將拉格朗日法和歐拉法進(jìn)行了耦合，在熔池范圍內(nèi)應(yīng)用歐拉法對(duì)流場進(jìn)行求解，而在結(jié)晶器范圍內(nèi)則應(yīng)用拉格朗日法進(jìn)行計(jì)算，可以使連鑄熔體的流動(dòng)和傳熱不僅隨空間位置的改變而變化，還會(huì)隨著時(shí)間的延長而進(jìn)一步演變。同時(shí)，在非穩(wěn)態(tài)條件下模擬時(shí)，該算法建立的模型和劃分的有限元還能夠隨連續(xù)鑄造的進(jìn)行而不斷延長。在建立模型的過程中，在熔池和結(jié)晶器之間設(shè)定厚度為2 mm、網(wǎng)格層數(shù)為500～ 1 000的單元層。計(jì)算開始后，拉格朗日模型求解的區(qū)域（結(jié)晶器范圍內(nèi)）將會(huì)向下移動(dòng)，而歐拉模型求解部分（熔池部分）則保持不動(dòng)。設(shè)置的單元層會(huì)逐漸在這2個(gè)區(qū)域之間展開，形成新的扇形有限元網(wǎng)格。新形成的區(qū)域會(huì)隨著計(jì)算的進(jìn)行而逐漸向下延伸，以此來實(shí)現(xiàn)非穩(wěn)態(tài)模擬計(jì)算。在計(jì)算過程中，整個(gè)模型新形成的區(qū)域仍采用拉格朗日方法進(jìn)行求解。

1.3 模型的建立

采用SolidWorks三維造型軟件對(duì)連續(xù)鑄造的鑄坯、熔池、結(jié)晶器等部分進(jìn)行三維建模，圖1為鑄坯和結(jié)晶器的三維造型以及網(wǎng)格剖分結(jié)果的示意圖。三維模型的具體尺寸如下：結(jié)晶器尺寸為110 mm× 2 mm×60 mm，連鑄坯尺寸為2 mm×110 mm× 1 000 mm，引錠板尺寸為110 mm×2 mm×6 mm。將各個(gè)部分在SolidWorks中進(jìn)行裝配，并將獲得的裝配體文件保存成擴(kuò)展名為X_T的文件。首先將三維實(shí)體模型文件導(dǎo)入ProCAST軟件的Visual–Mesh模塊中進(jìn)行面網(wǎng)格和體網(wǎng)格劃分。設(shè)置面網(wǎng)格單元大小為2 mm，網(wǎng)格類型是四邊形網(wǎng)格，對(duì)鑄坯前表面進(jìn)行面網(wǎng)格劃分。其次對(duì)每個(gè)個(gè)體進(jìn)行體網(wǎng)格的拉伸，拉伸層數(shù)為3。之后檢查網(wǎng)格的一致性，將重疊部分的網(wǎng)格融合。最后進(jìn)行體計(jì)算，并將體積定義從CAD形式轉(zhuǎn)為FE形式（有限元網(wǎng)格）。網(wǎng)格劃分的結(jié)果如圖1b所示，其中面網(wǎng)格單元數(shù)量為7 328，六面體網(wǎng)格單元數(shù)量為3 468。根據(jù)實(shí)際連鑄初始溫度，設(shè)置鑄軋坯上表面的溫度邊界條件為1 500 ℃。結(jié)晶器與循環(huán)冷卻水接觸，對(duì)金屬熔體進(jìn)行持續(xù)冷卻，在結(jié)晶器內(nèi)壁表面設(shè)置換熱邊界條件為5 000 W/(m2·K)。此外，其余所有邊界都設(shè)置為輻射換熱，輻射換熱率為0.9。為了更精確地模擬整個(gè)連鑄過程，設(shè)置500萬步的模擬步長，模擬時(shí)間為300 s。

圖1 非穩(wěn)態(tài)(Mile)計(jì)算薄板連鑄的實(shí)體模型及其有限元網(wǎng)格模型

1.4 凝固組織計(jì)算參數(shù)

在ProCast中，以傳熱為基礎(chǔ)，通過CAFE模塊對(duì)連鑄鑄坯的凝固組織進(jìn)行預(yù)測。通過參數(shù)設(shè)置計(jì)算連鑄過程中鑄坯的溫度分布，之后再進(jìn)行CAFE模塊的耦合計(jì)算。鑄坯的傳熱條件參考非穩(wěn)態(tài)模擬的邊界條件。凝固組織模擬需要設(shè)置形核參數(shù)、生長參數(shù)和合金的熱物性參數(shù)。通過CALPHAD計(jì)算可得到平衡分配系數(shù)為0.78，液相線斜率為–8，擴(kuò)散系數(shù)為3×10?9m2/s。此外，枝晶尖端生長動(dòng)力學(xué)參數(shù)可以通過自帶軟件計(jì)算獲得，2個(gè)生長動(dòng)力學(xué)系數(shù)的計(jì)算結(jié)果分別為3.58×10?7和1.219×10?7，Gibbs–Thomson系數(shù)為2×10?7，形核參數(shù)有體形核參數(shù)為2×109m?3，體形核平均過冷度為2 K，體形核過冷度方差為0.5 K。

1.5 驗(yàn)證試驗(yàn)

將按照成分比例配制好的純鈦（純度為99.95%）和純鋁（純度為99.99%）在中頻真空感應(yīng)爐中進(jìn)行熔煉。在鈦鋁合金熔液的熔煉室中通入惰性氣體氬氣，并保證與中頻真空感應(yīng)爐連通的中間包、溜槽和空腔保持惰性氣體保護(hù)狀態(tài)。在惰性氣體的保護(hù)下，中頻真空感應(yīng)爐、中間包、溜槽和空腔的壓力均為常壓。熔煉結(jié)束后，將中頻真空感應(yīng)爐中的鈦鋁合金熔體傾倒，合金熔體經(jīng)過中間包、溜槽流入空腔內(nèi)形成熔池，熔池上表面的鈦鋁合金熔體過熱度為（60± 5） ℃。在使用前采用涂料對(duì)澆鑄系統(tǒng)的溜槽進(jìn)行表面防護(hù)，溜槽通道的溫度為750～850 ℃。結(jié)晶器系統(tǒng)的材質(zhì)為鈹銅，通過水冷系統(tǒng)保持連鑄過程中的溫度為1 480 ℃。形成的薄板鑄坯的尺寸為2 mm× 110 mm× 1 000 mm。

2 結(jié)果與討論

2.1 溫度場模擬結(jié)果

圖2為不同時(shí)刻下穩(wěn)態(tài)薄板連鑄過程的溫度分布情況，可以看出，在連鑄開始時(shí)，隨著引錠板向下運(yùn)動(dòng)，鑄坯受到引錠板和兩側(cè)結(jié)晶器的冷卻作用，其傳熱方向是由心部指向表面，同時(shí)在引錠板的冷卻作用下，熱流從頂部流向底部。隨著引錠板繼續(xù)向下運(yùn)動(dòng)，鑄錠兩側(cè)的等溫線由近乎豎直的狀態(tài)逐漸過渡為拋物線形式，且熔池底部的等溫線角度逐漸變小。在薄板連鑄過程中，熔池范圍過大，無法保證鑄坯在結(jié)晶器出口位置的凝固坯殼具有足夠的厚度和強(qiáng)度，容易導(dǎo)致鑄坯在抽拉的過程中發(fā)生漏鋼和斷裂的現(xiàn)象。因此，為了更清楚地顯示鑄坯在抽拉過程中的凝固情況，圖3列出了與圖2相同時(shí)刻下鑄坯的固相率分布。顯然，在文中的工藝條件下，將熔池的范圍維持在較為合理的水平可以保證薄板能夠在引錠板的抽拉作用下成形。

圖2 連鑄過程中鑄坯的溫度分布情況

圖3 連鑄過程中鑄坯的固相率分布情況

2.2 微觀組織模擬結(jié)果

為了進(jìn)一步研究薄板連鑄對(duì)TiAl合金板材微觀組織的影響，對(duì)凝固組織進(jìn)行了預(yù)測計(jì)算。圖4為薄板連鑄TiAl合金板材橫截面上的凝固組織模擬結(jié)果，預(yù)測位置如圖3c中方框所示。從圖4可以看到，由于連鑄初期的激冷作用，板材表面形成了一層凝殼。同時(shí)，由于凝固過程中極大的溫度梯度，板材表面凝殼中的細(xì)晶未能形成有效且連續(xù)的凝殼，而直接在強(qiáng)烈的單向傳熱和較強(qiáng)的過冷度條件下形成了柱狀晶，并沿著傳熱的負(fù)方向由板材表面向板材心部生長。因此，在板材兩側(cè)的表面上沒有觀察到明顯的細(xì)晶區(qū)。

圖4 薄板連鑄的凝固組織

隨著凝固的進(jìn)行，當(dāng)柱狀晶到達(dá)板材心部的某個(gè)臨界位置時(shí)，由于過冷度和溫度梯度的降低，柱狀晶生長發(fā)生CET轉(zhuǎn)變，即逐漸向心部等軸晶轉(zhuǎn)變，這與模擬獲得的等溫線相對(duì)應(yīng)。在連鑄開始階段，金屬與結(jié)晶器緊密接觸，金屬液受到激冷作用，此時(shí)散熱最快，因此接觸結(jié)晶器內(nèi)壁的金屬液形成大量細(xì)小晶粒。隨著凝固和抽拉的進(jìn)行，離開熔池的金屬液溫度不斷降低，這表明形成的凝固層也會(huì)對(duì)傳熱造成一定影響。因此，溫度梯度將在一定程度上減小，而合金在凝固過程中所釋放的潛熱使溫度梯度進(jìn)一步減小，在近乎定向散熱的條件下形成柱狀晶。隨著凝固的進(jìn)一步進(jìn)行，板材被引錠器抽拉離開結(jié)晶器，溫度梯度進(jìn)一步降低，金屬液的傳熱不再是單向，于是為中心等軸晶區(qū)的產(chǎn)生創(chuàng)造了條件。圖5給出了薄板連鑄過程中鑄坯表面至心部的溫度曲線以及凝固組織計(jì)算區(qū)域的平均過冷度云圖。由圖5可知，越靠近鑄坯心部，溫度梯度越小，越有利于中心等軸晶的形成，且板材表面的位置過冷度較大，越靠近心部，過冷度也越低，這與凝固組織的模擬結(jié)果完全一致。

3 試驗(yàn)驗(yàn)證

為了對(duì)計(jì)算結(jié)果進(jìn)行驗(yàn)證，對(duì)TiAl合金進(jìn)行了薄板連鑄，獲得了相應(yīng)的板材。圖6為TiAl合金薄板連鑄獲得的坯料實(shí)物照片，在所模擬凝固組織的對(duì)應(yīng)位置進(jìn)行取樣，如圖6中—所標(biāo)示的方框位置所示。圖7為對(duì)應(yīng)的凝固組織，圖7a—c分別對(duì)應(yīng)圖6中—所標(biāo)示的位置?？梢杂^察到，TiAl合金薄板連鑄獲得的凝固組織與計(jì)算獲得的凝固組織吻合得較好，TiAl合金薄板連鑄坯料均是由表面等軸晶區(qū)和中心等軸晶區(qū)組成，同時(shí)存在明顯的CET轉(zhuǎn)變區(qū)域。

圖5 鑄坯表面至心部的溫度曲線以及平均過冷度

圖6 實(shí)際薄板連鑄獲得的坯料

圖7 實(shí)際薄板連鑄的凝固組織

4 結(jié)論

以Ti–43Al合金為研究對(duì)象，在真空條件下對(duì)薄板連鑄工藝的凝固過程及凝固組織特點(diǎn)進(jìn)行了研究。建立了模擬所需的計(jì)算模型，利用Mile算法對(duì)薄板連鑄過程進(jìn)行溫度場模擬，并利用CAFE模塊對(duì)凝固組織進(jìn)行模擬，預(yù)測了連鑄坯凝固溫度分布及其凝固組織。最后根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果對(duì)仿真結(jié)果進(jìn)行了驗(yàn)證，證明了模擬結(jié)果的準(zhǔn)確性。結(jié)果表明，薄板連鑄的鑄坯表面與結(jié)晶器接觸的位置溫度下降速度較快，導(dǎo)致鑄坯在抽拉初期快速形成了一層凝固殼，保證了薄板能夠順利地連續(xù)成形，熔池底部等溫線的角度則隨著引錠板的抽拉逐漸變小，且越靠近鑄坯心部，溫度梯度和過冷度越小，越有利于發(fā)生CET轉(zhuǎn)變，使鑄坯由外生長向內(nèi)生長轉(zhuǎn)變。模擬預(yù)測獲得的薄板連鑄鑄坯凝固組織與實(shí)際試驗(yàn)吻合較好。

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ZHANG Min, WANG Zi-xi, LIU Chen-yang, ZHAO Ze-yu, LIU Guo-huai

(State Key Laboratory of Rolling and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

The work aims to study the heat transfer and microstructure characteristics of Ti-43Al alloy during vacuum continuous casting. The temperature field model of continuous casting process was established based on the unsteady continuous casting calculation model through ProCAST casting simulation software, and the distribution law of temperature field and solid phase ratio of continuous casting sheet during solidification was obtained. The microstructure of the continuous casting sheet was predicted by CAFE calculation module. The temperature at the contact position between surface of continuous casting blank and mold dropped rapidly, and the depth of molten pool was at a reasonable level during the whole continuous casting process. The fine crystal zone on both sides of the continuous casting sheet was very narrow, the columnar crystal zone growing from the sheet surface to the center of the sheet was directly formed, and the CET transition occurred near the center of the casting. The closer to the center of the casting blank, the smaller the temperature gradient and undercooling, and the more favorable it is for CET transition, which makes the casting blank grow from outside to inside. The predicted results of numerical simulation are in good agreement with the experimental results.

Ti-Al alloy; continuous casting; numerical simulation; microstructure

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.07.018

TG337.6

A

1674-6457(2022)07-0130-06

2021–10–21

國家級(jí)大學(xué)生創(chuàng)新創(chuàng)業(yè)訓(xùn)練計(jì)劃（200260）

張敏（2000—），女，材料成型及控制工程專業(yè)本科生，主要研究方向?yàn)榻饘倭W(xué)性能。

劉國懷（1985—），男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)門iAl合金、高溫合金。

責(zé)任編輯：蔣紅晨