胡玉軍， 張迎暉， 艾迪， 張兵， 曠軍平

（1. 江西理工大學(xué)材料冶金化學(xué)學(xué)部，江西 贛州 341000； 2. 江西師范高等?？茖W(xué)校航空工程學(xué)院，江西 鷹潭 335000；3. 江西廣信新材料股份有限公司，江西 鷹潭 335000）

異種金屬材料焊接技術(shù)能夠較好地發(fā)揮母材和焊材的優(yōu)越性能，既可使焊件滿足實(shí)際工程需求，又可有效節(jié)約昂貴材料、降低生產(chǎn)成本、提高經(jīng)濟(jì)效益，因而受到廣泛關(guān)注[1-3]。例如，炮彈中鋼質(zhì)彈體與銅質(zhì)彈帶的焊接[4]、核電站發(fā)電機(jī)中的大厚度銅件和不銹鋼蓋板的焊接[5]、航空發(fā)動(dòng)機(jī)推力室結(jié)構(gòu)件中鉻青銅與雙相不銹鋼的焊接[6]、汽車車身銅與鍍鋅鋼板的焊接[7]等。

汽車鍍鋅鋼板上的鍍層可對(duì)鋼材起到很好的防腐作用。例如，采用普通熔焊因溫度高而導(dǎo)致鋅大量蒸發(fā)，使制品出現(xiàn)氣孔、裂紋等焊接缺陷。采用CuSi3Mn 焊絲代替碳鋼焊絲進(jìn)行熔化極惰性氣體保護(hù)焊（MIG 釬焊），焊接時(shí)對(duì)母材輸入的熱量低，母材不熔化，鍍層金屬蒸發(fā)量少，有效地提高了焊縫的抗腐蝕性，保證了鍍層鋼板良好焊接。因此，CuSi3Mn 焊絲被廣泛用于汽車、核電、國(guó)防等領(lǐng)域。然而，CuSi3Mn 合金在上引連鑄生產(chǎn)過(guò)程中，由于其凝固區(qū)間寬（約325 ℃）、黏度大，凝固時(shí)金屬液不能及時(shí)補(bǔ)縮，易在合金表面產(chǎn)生裂紋和凹坑等缺陷，嚴(yán)重時(shí)會(huì)出現(xiàn)斷桿而無(wú)法實(shí)現(xiàn)上引連鑄。

導(dǎo)致上引桿出現(xiàn)裂紋或上引失敗的因素較多[8-9]。例如：①上引溫度，溫度過(guò)高時(shí)，熔液吸入空氣的概率大，結(jié)晶時(shí)易產(chǎn)生氣孔，并且高溫會(huì)使熔煉成本增加；當(dāng)溫度過(guò)低時(shí)，熔液黏度大、流動(dòng)性差，容易形成冷隔，上引無(wú)法連續(xù)進(jìn)行；②上引速度，當(dāng)速度過(guò)快時(shí)，模具內(nèi)熔液冷卻時(shí)間短，易出現(xiàn)凝固坯殼較薄、強(qiáng)度不足而拉斷的現(xiàn)象。速度較低時(shí)，有利于提高鑄坯質(zhì)量，但會(huì)降低生產(chǎn)效率；③模具的結(jié)構(gòu)直接決定了產(chǎn)品的尺寸，其導(dǎo)熱系數(shù)、表面粗糙度等因素也影響產(chǎn)品質(zhì)量；④循環(huán)冷卻水溫、上引停拉比、結(jié)晶器插入銅液深度、熔渣純凈度等因素也決定著能否成功制得合格產(chǎn)品。

本研究針對(duì)CuSi3Mn 合金上引連鑄中出現(xiàn)產(chǎn)生裂紋、凹坑和斷桿等問(wèn)題（如圖1 所示），結(jié)合工廠實(shí)際，通過(guò)數(shù)值模擬方法，重點(diǎn)研究合金成分、模具結(jié)構(gòu)、上引溫度、上引速度等因素對(duì)上引連鑄過(guò)程中糊狀區(qū)深度和凝固組織的影響，為CuSi3Mn 合金或相關(guān)產(chǎn)品上引連鑄工藝研究和生產(chǎn)提供理論和實(shí)踐參考。

圖1 產(chǎn)品缺陷Fig.1 Product defects

1 上引連鑄工作原理

CuSi3Mn 合金上引連鑄過(guò)程如圖2 所示。銅液表面覆蓋著一層覆蓋劑，阻止空氣中的氧氣進(jìn)入，避免合金元素氧化燒損，并起到保溫作用。結(jié)晶器浸入銅液適當(dāng)深度，形成靜液壓力，促使銅液不斷進(jìn)入持續(xù)通有循環(huán)冷卻水的結(jié)晶器內(nèi)，迅速被冷卻凝固成桿坯。在牽引機(jī)構(gòu)作用下，凝固的桿坯持續(xù)向上移動(dòng)并留下空隙，空隙部分又會(huì)被后續(xù)銅液補(bǔ)充并凝固成桿坯，如此循環(huán)，實(shí)現(xiàn)向上牽引，得到銅桿坯。該工藝可直接將金屬熔液制成“無(wú)限長(zhǎng)”的棒、線、板材，而無(wú)需經(jīng)過(guò)擠壓、拉拔、軋制等加工過(guò)程，有效縮短了加工周期，降低了生產(chǎn)成本，已成為金屬加工業(yè)廣泛采用的加工技術(shù)。

圖2 上引連鑄過(guò)程示意Fig.2 Schematic diagram of upward continuous casting

2 數(shù)值模擬建模及模擬參數(shù)的設(shè)定

2.1 有限元模型的建立

CA-FE 法是將元胞自動(dòng)法（Cellular Automaton，CA）與有限元法(Finite Element，F(xiàn)E)進(jìn)行耦合，結(jié)合了隨機(jī)性方法和確定性方法的優(yōu)點(diǎn)，基于形核的物理機(jī)制和枝晶生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)理論，能有效預(yù)測(cè)鑄件凝固過(guò)程中晶粒生長(zhǎng)取向及尺寸[10-13]。本研究采用CA-FE法模擬研究不同模具結(jié)構(gòu)、上引溫度、上引速度等工藝參數(shù)對(duì)CuSi3Mn 合金上引連續(xù)鑄造過(guò)程的影響規(guī)律。采用三角形單元網(wǎng)格，種子密度網(wǎng)格細(xì)化至1 mm，將結(jié)晶區(qū)域設(shè)置為動(dòng)態(tài)網(wǎng)格，其余部分設(shè)置為固定網(wǎng)格，CA-FE模型及網(wǎng)格劃分情況如圖3所示。

圖3 元胞自動(dòng)法-有限元法（CA-FE）模型及網(wǎng)格劃分Fig.3 Cellular automaton-finite element (CA-FE) model and meshing

2.2 模擬參數(shù)的設(shè)定

CuSi3Mn 合金成分如表1 所列，利用ProCast 軟件自有的熱物性數(shù)據(jù)庫(kù)，選用彈塑性模型計(jì)算合金的應(yīng)力性質(zhì)相關(guān)數(shù)據(jù)，采用KGT (Kurz-Giovanola-Trivedi)模型（vΔT=a2ΔT2+a3ΔT3）模擬合金凝固時(shí)形核和枝晶生長(zhǎng)過(guò)程[14-15]。根據(jù)合金成分，利用ProCast 軟件計(jì)算出枝晶前沿生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)系數(shù)為a2=3.967 201×10-7，a3=7.625 56×10-7。

表1 CuSi3Mn合金成分Table 1 CuSi3Mn alloy composition單位：%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

面、體形核參數(shù)根據(jù)ASTM（American Society of Testing Materials）標(biāo)準(zhǔn)中最大形核密度計(jì)算公式：NV,max= 0.8= 0.565 9(其中，NV,max為單位體積晶粒數(shù)；Ns,max為單位面積晶粒數(shù)；Nl,max單位測(cè)量線上晶粒數(shù))[16]。結(jié)合CuSi3Mn 合金澆鑄實(shí)驗(yàn)，對(duì)鑄坯心部等軸晶區(qū)進(jìn)行金相觀察，測(cè)定Nl,max，并不斷調(diào)試對(duì)比，最終形成的形核參數(shù)見(jiàn)表2。

表2 上引連鑄過(guò)程微觀組織模擬參數(shù)Table 2 Microstructure simulation parameters of upward continuous casting process

邊界條件參數(shù)中宏觀溫度場(chǎng)主要受一冷區(qū)和二冷區(qū)換熱條件影響，一冷區(qū)為石墨模具螺紋部分，參考文獻(xiàn)[17-18]，并考慮到石墨模具螺紋連接處存在間隙，設(shè)定其換熱系數(shù)為2 000 W/(m2·℃)；二冷區(qū)為石墨模具上端結(jié)晶器中紫銅管部分，參考文獻(xiàn)[17-18]，計(jì)算得到換熱系數(shù)為5 000 W/(m2·℃)。

3 CuSi3Mn合金上引連鑄的數(shù)值模擬

在凝固過(guò)程中，糊狀區(qū)尺寸和凝固后3 個(gè)晶區(qū)（主要指鑄坯表層的細(xì)晶區(qū)、中間的柱狀晶區(qū)、心部的等軸晶區(qū)）狀況對(duì)鑄坯質(zhì)量具有重要影響。如圖4所示，糊狀區(qū)是液相等溫面和固相等溫面之間的區(qū)域，該區(qū)域內(nèi)金屬熔體處于凝固狀態(tài)，其尺寸及形狀對(duì)鑄坯凝固過(guò)程中的區(qū)域偏析、熱裂產(chǎn)生及發(fā)展均有較大的影響。糊狀區(qū)過(guò)大，可導(dǎo)致鑄坯強(qiáng)度和塑性降低，使鑄坯被拉漏或拉裂；糊狀區(qū)越短，凝固越接近逐層凝固，越有利于凝固組織的穩(wěn)定生長(zhǎng)，凝固后的組織缺陷越少[19-20]。本研究在考察不同工藝參數(shù)對(duì)合金糊狀區(qū)深度影響時(shí)，將固相率為0.3 處作為糊狀區(qū)開(kāi)始位置，固相率為0.8 處作為糊狀區(qū)結(jié)束位置。冷卻方式不同，3個(gè)晶區(qū)厚度也不同。細(xì)晶區(qū)晶粒非常細(xì)小，組織十分致密，力學(xué)性能好。柱狀晶區(qū)晶粒彼此之間的界面比較平直，氣泡縮孔很小，組織比較致密，但沿不同方向生長(zhǎng)的兩組柱狀晶晶界處通常是雜質(zhì)、氣泡、縮孔富集之處，是鑄坯的脆弱結(jié)合面。等軸晶區(qū)中晶粒彼此交叉，搭接牢固，裂紋不易擴(kuò)展，不存在明顯弱面，實(shí)際生產(chǎn)中通常希望得到發(fā)達(dá)的等軸晶區(qū)。

圖4 糊狀區(qū)示意Fig.4 Diagram of the mushy zone

3.1 模具結(jié)構(gòu)對(duì)糊狀區(qū)和凝固組織的影響

在研究模具結(jié)構(gòu)對(duì)合金凝固行為的影響時(shí)，結(jié)合工廠上引連鑄生產(chǎn)實(shí)際中使用的2種規(guī)格石墨模具（內(nèi)徑12 mm、外徑32 mm；內(nèi)徑16 mm、外徑30 mm），設(shè)定3 種不同一冷區(qū)高度和2 種模具厚度，石墨模具總長(zhǎng)為140 mm，有關(guān)參數(shù)如表3 所列。此時(shí)設(shè)定上引速度為2.5 mm/s，上引溫度為1 140 ℃。

圖5 所示為不同模具結(jié)構(gòu)鑄坯中心溫度曲線。鑄坯中心溫度隨其距石墨模具入口距離的增加而緩慢降低，當(dāng)距離增至140 mm時(shí)，鑄坯離開(kāi)一冷區(qū)進(jìn)入二冷區(qū)，受二冷區(qū)高強(qiáng)度冷卻作用，鑄坯中心溫度急劇下降。在石墨模具出口處，1、2、3、4號(hào)模具鑄坯中心溫度分別為1 030、878、951、899 ℃，此時(shí)鑄坯表面因散熱效果好而接近冷卻水溫。由此可知，不同的模具結(jié)構(gòu)具有不同的熔池溫度分布，進(jìn)而影響糊狀區(qū)的大小和深度。

表4 所列為采用不同模具時(shí)鑄坯糊狀區(qū)情況。對(duì)比1號(hào)、2號(hào)和3號(hào)模具相應(yīng)數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，一冷區(qū)高度降低時(shí)，糊狀區(qū)深度減小，并且2 號(hào)模具對(duì)應(yīng)的糊狀區(qū)深度接近1 號(hào)模具的3 倍，可見(jiàn)一冷區(qū)高度對(duì)糊狀區(qū)深度影響顯著。這主要是因?yàn)? 號(hào)模具一冷區(qū)較長(zhǎng)，糊狀區(qū)起始位置和結(jié)束位置均在一冷區(qū)范圍；而1 號(hào)模具一冷區(qū)高度較短，糊狀區(qū)起始位置和結(jié)束位置均已進(jìn)入二冷區(qū)，鑄坯受二冷區(qū)強(qiáng)冷作用而迅速凝固，導(dǎo)致糊狀區(qū)深度顯著降低。對(duì)比3號(hào)和4 號(hào)模具相應(yīng)數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，石墨模具越厚，糊狀區(qū)越深，這主要因?yàn)槭珜?dǎo)熱性差，模具越厚越不易散熱，造成鑄坯中心溫度梯度小，糊狀區(qū)加深。此外，模具厚度越小表明相同高度模具內(nèi)的金屬液越多、熱量越多，必然導(dǎo)致糊狀區(qū)起始位置向上延伸，這就是3 號(hào)模具糊狀區(qū)起始位置較4 號(hào)模具靠上的原因，當(dāng)3號(hào)模具糊狀區(qū)進(jìn)入二冷區(qū)時(shí)，鑄坯受強(qiáng)冷作用而迅速凝固，糊狀區(qū)深度下降明顯。因此，減小一冷區(qū)高度和模具厚度可降低糊狀區(qū)深度，有利于提升鑄坯質(zhì)量。

表4 不同模具結(jié)構(gòu)的鑄坯糊狀區(qū)深度Table 4 Depth of the mushy zone with different die structures

表5 所列為不同模具結(jié)構(gòu)對(duì)凝固組織的影響。一冷區(qū)長(zhǎng)度和模具厚度的增加，鑄坯的晶粒尺寸減小，等軸晶率提升。這主要是因?yàn)橐焕鋮^(qū)越長(zhǎng)，模具越厚，鑄坯糊狀區(qū)越長(zhǎng)，溫度梯度越小，促進(jìn)了等軸晶的生長(zhǎng)。

表5 不同模具結(jié)構(gòu)的凝固組織Table 5 Solidification microstructure at different die structure

由此可見(jiàn)，減小一冷區(qū)高度和模具厚度可降低糊狀區(qū)深度，有利于凝固組織穩(wěn)定生長(zhǎng)，但鑄坯的晶粒尺寸增大，等軸晶率降低，因此，在設(shè)計(jì)模具結(jié)構(gòu)時(shí)應(yīng)綜合考慮一冷區(qū)高度和模具厚度對(duì)糊狀區(qū)和凝固組織的影響。基于此，在現(xiàn)有模具結(jié)構(gòu)情況下選定4號(hào)模具，繼續(xù)開(kāi)展其他工藝參數(shù)對(duì)上引連鑄過(guò)程中糊狀區(qū)深度和凝固組織的影響的研究。

3.2 上引溫度對(duì)糊狀區(qū)和凝固組織的影響

在研究上引溫度對(duì)合金凝固行為的影響時(shí)，結(jié)合工廠生產(chǎn)實(shí)際中上引連鑄使用的熔煉爐和保溫爐的特點(diǎn)， 設(shè)定不同的上引溫度1 040、 1 140、1 250 ℃。選用4號(hào)模具，上引速度設(shè)定為2.5 mm/s。

圖6 所示為不同上引溫度鑄坯中心溫度曲線。不同上引溫度下，鑄坯中心處溫度隨著距石墨模具入口距離增加而緩慢降低，當(dāng)距離增至70 mm 時(shí)，鑄坯開(kāi)始進(jìn)入二冷區(qū)，此時(shí)鑄坯中心溫度下降速率增大。在石墨模具出口處，上引溫度1 040、1 140、1 250 ℃對(duì)應(yīng)的鑄坯中心溫度分別為812、896、972 ℃。由此可知，上引溫度越高，相同位置處鑄坯中心溫度越高，改變了糊狀區(qū)大小和深度，進(jìn)而影響合金凝固過(guò)程。

圖6 不同上引溫度的鑄坯中心溫度Fig.6 Center temperature of the casting billet with different casting temperatures

表6 所列為采用不同上引溫度時(shí)鑄坯糊狀區(qū)情況。上引溫度升高，糊狀區(qū)起始位置逐漸遠(yuǎn)離石墨模具入口而向上延伸。這主要是因?yàn)樵谙嗤鋮s條件下，上引溫度越高，金屬液越易通過(guò)繼續(xù)向上延伸而增加與冷卻區(qū)接觸面積，散失過(guò)多熱量，達(dá)到冷卻凝固的目的。進(jìn)一步分析1 040、1 140 ℃上引連鑄過(guò)程發(fā)現(xiàn)，上引溫度升高時(shí)，糊狀區(qū)位置向上延伸，但糊狀區(qū)深度基本一致，這主要是因?yàn)殡m然上引溫度不同，但糊狀區(qū)均在一冷區(qū)內(nèi)，溫度梯度基本一致，鑄坯完成凝固時(shí)糊狀區(qū)深度也基本一致，只是上引溫度高時(shí)糊狀區(qū)位置相對(duì)向上。當(dāng)上引溫度升至1 250 ℃，糊狀區(qū)結(jié)束位置向上延伸而超出石墨模具進(jìn)入二冷區(qū)，受強(qiáng)冷作用而迅速凝固，糊狀區(qū)深度下降。

表6 不同上引溫度的鑄坯糊狀區(qū)深度Table 6 Depth of mushy zone at different casting temperature

上引溫度對(duì)鑄坯凝固組織的影響如表7所列，上引溫度為1 040、1 140 ℃時(shí)，糊狀區(qū)均在一冷區(qū)內(nèi)，此時(shí)上引溫度升高，部分游離晶核被溶解或還未形成，降低了形核密度，不利于心部等軸晶區(qū)的形成。上引溫度為1 250 ℃時(shí)，糊狀區(qū)進(jìn)入二冷區(qū)，受到強(qiáng)冷作用，一定程度上有利于提高形核率；但是，過(guò)高的溫度使得更多的游離晶核被溶解，并且鑄坯中心與表面溫度梯度增大也使柱狀晶獲得更多的生長(zhǎng)空間，進(jìn)一步阻礙了等軸晶的生長(zhǎng)，從而導(dǎo)致鑄坯心部等軸晶率減小，晶粒平均尺寸增大。由此可見(jiàn)，上引溫度過(guò)高，糊狀區(qū)深度下降，晶粒平均尺寸增大，等軸晶率降低?；谏弦郎囟葘?duì)上引連鑄過(guò)程中糊狀區(qū)深度和凝固組織的影響，考慮實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中溫度的波動(dòng)，1 040～1 140 ℃的上引溫度均是可行的。

表7 不同上引溫度下的凝固組織Table 7 Solidification microstructure at different casting temperature

3.3 上引速度對(duì)糊狀區(qū)和凝固組織的影響

在研究上引速度對(duì)合金凝固行為的影響時(shí)，結(jié)合工廠其他牌號(hào)銅合金桿上引連鑄生產(chǎn)實(shí)際，設(shè)定上引速度為2.5、3.0、3.5、4.0、4.5、5.0、5.5 mm/s。選用4號(hào)模具，上引溫度設(shè)定為1 140 ℃。

圖7 所示為不同上引速度的鑄坯中心溫度曲線。在鑄坯進(jìn)入一冷區(qū)后，上引速度越大，相同位置處的鑄坯中心溫度越高。上引速度為2.5、3.0、3.5、4.0、4.5、5.0、5.5 mm/s 時(shí)，石墨模具出口處鑄坯中心溫度分別為889、953、982、997、999、1 005、1 023 ℃。這主要是因?yàn)樯弦俣仍龃?，結(jié)晶器內(nèi)單位長(zhǎng)度鑄坯冷卻作用時(shí)間減少，鑄坯散熱量下降，溫度升高。

圖7 不同上引速度的鑄坯中心溫度曲線Fig.7 Center temperature curves of the casting billet at different casting speeds

表8 所列是不同上引速度時(shí)鑄坯糊狀區(qū)情況。隨著上引速度增大，糊狀區(qū)起始和結(jié)束位置逐漸遠(yuǎn)離石墨模具入口而向上延伸。上引速度為2.5、3.0 mm/s時(shí)，鑄坯基本在一冷區(qū)內(nèi)完成凝固，此時(shí)糊狀區(qū)深度基本一致。上引速度為3.5、4.0、4.5、5.0 mm/s 時(shí)，鑄坯基本在二冷區(qū)內(nèi)完成凝固，此時(shí)糊狀區(qū)深度基本一致，并且受二冷區(qū)的強(qiáng)冷作用，糊狀區(qū)深度較上引速度為2.5、3.0 mm/s 時(shí)有所降低。當(dāng)上引速度為5.5 mm/s 時(shí)，鑄坯在二冷區(qū)內(nèi)完成凝固，但糊狀區(qū)深度增加，這主要是因?yàn)樯弦俣冗^(guò)大，鑄坯冷卻效率迅速降低，鑄坯中心溫度梯度降低，糊狀區(qū)深度增加，并且凝固坯殼變薄，存在鑄棒被拉裂或拉漏的風(fēng)險(xiǎn)，這與工廠現(xiàn)場(chǎng)試驗(yàn)采用6.0 mm/s 上引速度時(shí)鑄坯表面出現(xiàn)嚴(yán)重裂紋的現(xiàn)象相吻合。因此，降低上引速度有助于減小裂紋傾向，但速度過(guò)低將影響生產(chǎn)效率，并且鑄坯易形成冷隔缺陷。

表8 不同上引速度條件下鑄坯糊狀區(qū)深度Table 8 Depth of mushy zone at different casting speed

表9所列為不同上引速度時(shí)鑄坯凝固組織。隨著上引速度增大，鑄坯心部等軸晶率逐漸增加。這是因?yàn)樯弦俣仍龃髸?huì)使凝固坯殼附近熔液產(chǎn)生紊流。紊流既可通過(guò)熱傳導(dǎo)使得模具內(nèi)熔液溫度更均勻，又可沖擊凝固坯殼，進(jìn)而產(chǎn)生游離晶核。此外，提高上引速度也會(huì)使鑄坯更快進(jìn)入二冷區(qū)而受到強(qiáng)冷作用，較大的冷卻強(qiáng)度一定程度上提高了形核速率[21]。上述原因均有助于等軸晶的形成與晶粒細(xì)化。

表9 不同上引速度的凝固組織Table 9 Solidification microstructure at different casting speed

由此可見(jiàn)，增大上引速度有助于提高等軸晶率，但速度過(guò)大，凝固初期產(chǎn)生的坯殼較薄，鑄坯容易被拉斷或產(chǎn)生裂紋，導(dǎo)致連鑄中斷。因此，在實(shí)際生產(chǎn)中，在提高上引速度的同時(shí)應(yīng)適當(dāng)提高冷卻強(qiáng)度，防止鑄坯被拉斷，既保證了鑄坯質(zhì)量，又提高了生產(chǎn)效率。綜合考慮上引速度對(duì)上引連鑄過(guò)程中糊狀區(qū)深度和凝固組織的影響和提高工作效率，4.0～5.0 mm/s的上引速度最為適宜。

3.4 合金成分對(duì)凝固組織的影響

在實(shí)際生產(chǎn)中，合金成分的波動(dòng)對(duì)鑄坯質(zhì)量的影響較大。為探究Si、Mn 含量對(duì)CuSi3Mn 合金凝固組織的影響，根據(jù)該牌號(hào)合金的化學(xué)成分允許范圍設(shè)計(jì)成分含量不同的合金，并進(jìn)行凝固組織生長(zhǎng)的研究，合金具體成分設(shè)計(jì)如表10 所列。選用4 號(hào)模具，設(shè)定上引速度為2.5 mm/s，上引溫度為1 140 ℃。

表10 合金成分設(shè)計(jì)Table 10 Alloy composition design單位：%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

圖8 所示為不同合金成分鑄坯的徑向截面組織。鑄坯凝固組織由表層細(xì)晶、中間柱狀晶和心部等軸晶3 個(gè)晶區(qū)組成。這主要是上引連鑄開(kāi)始階段，金屬液剛接觸到溫度較低的結(jié)晶器模具內(nèi)壁，釋放出大量的熱，產(chǎn)生較大的過(guò)冷度。模具內(nèi)壁為合金液的結(jié)晶提供了基底，并形成了大量晶核。大量晶核同時(shí)生長(zhǎng)制約其周圍晶粒的長(zhǎng)大，形成無(wú)方向性的表層細(xì)晶。細(xì)晶形成后，凝固坯殼與模具內(nèi)壁之間存在氣隙，金屬熔液的散熱效果降低，模具內(nèi)壁溫度升高。此時(shí)，熔液的熱量主要沿著溫度梯度最大方向垂直于模具內(nèi)壁傳熱，處在凝固界面前沿的晶粒在垂直于模具內(nèi)壁的單向熱流的作用下，以表面細(xì)晶為基底形成一定寬度的粗大柱狀晶。隨著時(shí)間延長(zhǎng)，鑄坯中心熔液溫度不斷降低，當(dāng)溫度滿足形核時(shí)的過(guò)冷度要求，金屬液開(kāi)始形核，此時(shí)由于散熱失去了方向性，晶核在各個(gè)方向上的長(zhǎng)大速度基本一致，形成心部等軸晶[22]。

圖8 不同合金成分鑄坯徑向截面組織（S1、S2、M1、M2 的合金成分見(jiàn)表10）Fig.8 Microstructure of the casting billet radial section with different alloy composition ( the alloy composition of S1, S2, M1 and M2 shown in Table 10 )

分析表10 合金成分設(shè)計(jì)和表11 不同合金成分的鑄坯晶?？芍辖鹬蠸i 含量升高會(huì)促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大，Mn 含量升高會(huì)減小晶粒尺寸，提高等軸晶率。分析發(fā)現(xiàn)隨著Si、Mn 含量的變化，液相線溫度變化很?。ǎ? ℃），而此時(shí)固相線溫度基本不變。液相線溫度降低，合金結(jié)晶溫度區(qū)間變窄，相同冷卻速度下，合金過(guò)冷度增加，形核率增加，晶粒尺寸減小。由于Si、Mn 含量增加，對(duì)液相線影響較小，故晶粒數(shù)目增加趨勢(shì)很小，這與Mn 含量（0.8%～1.0%～1.2%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同））變化和Si 含量（2.8%～3.0%）變化時(shí)晶粒數(shù)目增加趨勢(shì)吻合。當(dāng)Si 含量由3.0%增加到3.2%時(shí)，晶粒數(shù)目減小十分顯著，分析發(fā)現(xiàn)Si 含量超過(guò)3.0%時(shí)，合金凝固時(shí)析出少量Mn2Si 脆性相。研究表明，一般情況下第二相粒子體積分?jǐn)?shù)越大，合金晶粒數(shù)目越多且尺寸越?。坏诙嗔Ｗ芋w積分?jǐn)?shù)很小時(shí)，會(huì)出現(xiàn)晶粒異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象[23-24]。因此，Si 含量為3.2%時(shí)合金晶粒數(shù)目大幅減小的原因可能是合金發(fā)生相變的緣故。此外，有研究指出當(dāng)Si 含量在2.8%～3.0%時(shí)，合金的強(qiáng)度和塑性均較高；當(dāng)Si 含量超過(guò)3.0%時(shí)，合金力學(xué)性能急劇下降，主要是由于脆性相Mn2Si 或過(guò)量的Si 在晶界析出會(huì)造成合金自發(fā)破裂[25-26]。由此可見(jiàn)，控制CuSi3Mn 合金中Si 含量在2.8%～3.0%范圍內(nèi)，Mn 含量在1.0%～1.2%范圍內(nèi)，適當(dāng)降低Si 含量且增加Mn 含量，有利于細(xì)化晶粒，提高等軸晶率。

表11 不同合金成分的鑄坯晶粒Table 11 Grains size of different composition alloys

4 數(shù)值模擬與實(shí)驗(yàn)比較

根據(jù)數(shù)值模擬結(jié)果，在合金Si 含量2.8%～3.0%、Mn 含量1.0%～1.2%、上引速度4.0～5.0 mm/s、上引溫度1 040～1 140 ℃的條件下，采用4 號(hào)模具進(jìn)上引連鑄實(shí)驗(yàn)，成功獲得表面無(wú)裂紋和劃痕的CuSi3Mn 合金桿。對(duì)產(chǎn)品進(jìn)行宏觀金相組織觀察，發(fā)現(xiàn)產(chǎn)品組織致密，未見(jiàn)空隙及暗點(diǎn)、疏松，產(chǎn)品酸浸面無(wú)暗色斑點(diǎn)，說(shuō)明結(jié)晶條件良好，合金無(wú)明顯宏觀成分偏析，產(chǎn)品表面形貌如圖9所示。

圖9 CuSi3Mn合金上引連鑄坯表面形貌Fig.9 Surface morphology of the CuSi3Mn alloy casting billet

對(duì)數(shù)值模擬和實(shí)驗(yàn)生產(chǎn)獲得的上引連鑄合金桿試樣進(jìn)行金相顯微組織觀察，如圖10所示，合金中部和心部的晶粒大小和分布比較吻合，其中，中間柱狀晶長(zhǎng)度在40～50 mm 范圍內(nèi)，心部等軸晶直徑在10～20 mm 范圍內(nèi)。此結(jié)果再次驗(yàn)證了數(shù)值模擬的可行性。此外，鑄坯心部等軸晶的存在有效防止了柱狀晶貫穿整個(gè)鑄坯，提高了鑄坯的力學(xué)性能。

圖10 上引連鑄坯顯微組織形貌：(a)中間柱狀晶； (b)心部等軸晶； (c)模擬實(shí)驗(yàn)晶粒分布Fig.10 Microstructure morphology of the CuSi3Mn alloy casting billet: (a) columnar grain；(b) equiaxed grain； (c) simulated grain distribution

5 結(jié) 論

針對(duì)CuSi3Mn 合金上引連鑄過(guò)程存在的問(wèn)題，本研究采用數(shù)值模擬研究了Si 含量（2.8%～3.2%）、Mn 含量（0.8%～1.2%）、上引速度（2.5～5.5 mm/s）、上引溫度（1040～1250 ℃）、模具一冷區(qū)高度（47～93 mm）、模具厚度（7、10 mm）等參數(shù)對(duì)合金凝固行為的影響規(guī)律，并生產(chǎn)獲得了合格的CuSi3Mn 合金桿。在上述工藝參數(shù)范圍內(nèi)可以得出以下結(jié)論：

1）Si 元素會(huì)使晶粒粗大，Mn 元素可細(xì)化晶粒。適當(dāng)降低Si含量，提高M(jìn)n含量，可減小晶粒尺寸，提高等軸晶率，對(duì)鑄坯力學(xué)性能產(chǎn)生有利影響。

2）降低一冷區(qū)高度和減小模具厚度，糊狀區(qū)深度減小，有利于凝固組織穩(wěn)定生長(zhǎng)，但鑄坯晶粒尺寸增大，等軸晶率降低。

3）降低上引溫度，糊狀區(qū)深度增加，不利于凝固組織穩(wěn)定生長(zhǎng)，但晶粒尺寸減小，等軸晶率升高。

4）提高上引速度有助于產(chǎn)生等軸晶，但速度過(guò)大，鑄坯易被拉斷或產(chǎn)生裂紋。