Ti-1023合金VAR熔煉數值模擬研究

趙小花，何永勝，羅文忠，賴運金，王凱旋，劉向宏

(西部超導材料科技股份有限公司 陜西省航空材料工程實驗室，陜西 西安 710018)

1 前 言

Ti-1023(Ti-10V-2Fe-3Al)鈦合金因具有比強度高、斷裂韌性好、淬透截面大等優點被廣泛應用于大型承力結構部件[1]。但該合金制備的最大難點是由于添加的β共析元素Fe含量高，使其在常規的真空自耗電弧熔煉條件下極易形成Fe偏析，Fe偏析區因β轉變溫度降低而形成一種不含α相或α相稀少的“β斑”，嚴重惡化鍛件的塑性和疲勞性能[2]。近年來，國內外學者[3,4]對Ti-1023合金成分偏析引起的“β斑”和對性能的影響進行了廣泛的研究。但對于在真空自耗電弧熔煉過程中影響Fe偏析形成的關鍵因素，例如溫度場、流場、濃度場和熔池形狀等研究鮮有報道。

由于真空自耗電弧熔煉(VAR)是一個非常復雜的多物理場相互作用的過程，若采用單一實驗方法研究則成本高、周期長、難度大。隨著計算機技術的發展，通過數值方法求解可獲得熔煉過程定性和定量結果。Reitera等[5]采用Calcosoft-2D軟件對多場耦合下熔池溫度場進行了計算。Kondrashov等[6]采用有限差分法對大型Vt-31鑄錠熔池深度與形貌演化進行了模擬計算。楊治軍等[7]采用ANSYS軟件模擬了小尺寸Ti-1023合金鑄錠不同參數下的電磁場、溫度場和流場分布。上述研究主要集中在熔煉參數對熱力學溫度場和流場的影響，而對合金主要元素的濃度場缺乏模擬研究和實驗驗證。針對上述存在問題，本文采用先進的多場耦合重熔工藝仿真優化軟件Melt Flow-VAR建立的有限元模型研究了Φ640 mm規格的Ti-1023合金鑄錠的真空自耗熔煉過程。探索了不同熔煉階段的熔池形狀和成分分布，結合實際熔煉鑄錠驗證了相關模擬結果，以期為建立Ti-1023合金工業化大型鑄錠真空自耗熔煉模型并對實際生產制訂熔煉工藝提供參考。

2 模擬用數學物理模型

VAR過程相關的參數見表1。Ti-1023合金材料的物性參數見表2。

表1 VAR熔煉過程參數

表2 Ti-1023合金的物性參數[8]

3 實驗結果

3.1 不同熔煉階段溫度場和流場模擬結果

VAR熔煉是一個從熔煉初期非穩態逐步到熔煉中期穩態，再到末期非穩態的過程，在不同熔煉階段其溫度場和流場變化規律不同。圖1a為Ti-1023合金在熔煉初期(t=0.3 h)時刻下的溫度場和流場分布。從圖中可以看出，等溫線在鑄錠底部較為密集，合金固相線(TS=1890 K)和液相線(Tl=1930 K)幾乎垂直于結晶器側壁，等溫線移動速度與過程速度的夾角θ=0，即等溫線移動速度與過程速度方向一致，因此在凝固初期形成扁平狀熔池形貌。流場的分析以矢量箭頭標識，流速最大值出現在邊部位置，約為5 mm/s。熔體在熔池中沿軸線對稱流動，由熔池表面向邊緣流動，沿邊緣向熔池中心流動，再沿熔池中心向上流動，進而在熔池右側形成順時針旋轉單元。圖1b為Ti-1023合金在熔煉中期(t=3.0 h)時刻下的溫度場和流場分布。t2時刻與t1時刻相比較，溫度場已發生顯著變化。t2時刻等溫線向合金錠中心推進，等溫線移動速度與過程速度的夾角θ約呈45°，熔池形貌也由起始的扁平狀變化為“V”形狀，介于液相線和固相線的糊狀區深度由0.02 m增加到0.20 m。而流場的變化趨勢與t1時刻基本一致，熔體在熔池中沿軸線對稱流動，在熔池右側呈順時針旋轉單元。圖1c為Ti-1023合金在熔爐末期(t3=5.0 h)時刻下的溫度場和流場分布。等溫線進一步向合金錠中心推進，等溫線移動速度與過程速度的夾角θ比t2時刻變大。進入熔煉后期由于電流減小，液相區縱向長度縮短，糊狀區橫向寬度減小，熔體心部的形狀在中心軸線方向變得狹長，熔池形貌由熔煉中期的“V”形變化為“深V”形。但是凝固前沿存在向下的液體流動和沿著中心軸線存在向上的流動特征沒有改變。

3.2 熔池深度模擬結果

真空自耗熔煉的工藝參數主要包括熔煉電流、電壓、攪拌磁場和冷卻水流量。這些參數在熔煉過程中影響金屬熔池的溫度梯度、熔化速度和水冷結晶器的冷卻能力，進而影響金屬熔池的形狀和糊狀區尺寸，最終影響合金元素成分分布。結合Ti-1023合金的熱物性參數模擬了不同時刻下的熔池深度。圖2是在一定熔煉參數條件下的熔池深度變化曲線。可以看出，熔煉初期(0～20 min)為熔池建立期，熔池深度增長呈現線性增長方式，熔池形狀為扁平狀。在熔煉中期(20～220 min)，熔池深度呈現冪函數增長的規律，熔池深度由0.20增加到0.50 m，熔池形狀從扁平狀演變為“U”形。在熔煉中后期(220～380 min)熔池深度增長十分緩慢，熔池最大深度維持在0.55 m，表明此時達到了穩態熔煉階段。在熔煉末期(380 min～熔煉結束)，熔池深度遞減，熔池深度從最大的0.55 m逐漸減小到0.28 m。

圖1 Ti-1023合金VAR不同熔煉階段的溫度場和流場計算結果：(a)t=0.3 h，(b)t=3.0 h，(c)t=5.0 hFig.1 Simulation results of flow and temperature fields in the ingot at different stage during VAR process for Ti-1023 alloy: (a)t=0.3 h，(b)t=3.0 h，(c)t=5.0 h

3.3 濃度場模擬結果

圖3為經過3次熔煉至Φ640 mm規格的Ti-1023合金熔煉結束并且已經充分冷卻后Al，V和Fe元素成分的模擬結果。從圖可以看出，Al元素濃度在鑄錠邊部和底部位置為3.10%～3.13%，縱向心部為3.07%～3.10%，頭部為3.04%～3.07%。從分布規律來看，Al元素在邊部和底部高，心部和頭部低，呈典型的負偏析規律。Fe元素濃度在鑄錠邊部和底部位置為1.70%～1.72%，縱向心部為1.78%～1.85%，頭部為1.95%～2.20%。從分布規律來看，與Al元素剛好相反，Fe元素呈現典型的正偏析規律，即在邊部和底部含量低，心部和頂部含量高。V元素略顯正偏析分布，但由于偏析系數接近于1，所以各位置成分極差值較小。

3.4 實際結果對比

為了驗證Ti-1023合金VAR過程模擬的熔池深度和成分分布結果的可靠性，以模擬工藝真空自耗電弧熔煉制備了1爐Ti-1023鑄錠。鑄錠經過3次熔煉至Φ640 mm規格，長度為1800 mm。熔煉完成后用帶鋸在鑄錠中心縱向鋸切一個厚度為40 mm的試樣片，化學腐蝕后得到如圖4所示的縱向低倍組織。從圖中可以看出，整個縱剖面上分布了兩種典型的晶粒：位于鑄錠底部、邊部以及頭部的粗大柱狀晶和心部的等軸晶。以鑄錠頭部柱狀晶向等軸晶發生轉變的(CET)起始位置測量熔池最大深度為0.30 m。而以此時液相體積分數為0.9模擬計算的熔池深度為0.28 m。可見模擬計算的結果與實測結果基本一致，說明該計算模型能夠正確反映Ti-1023合金凝固過程的溫度場分布規律。

圖5為采用與Melt-Flow模擬過程相同工藝熔煉的Ti-1023合金鑄錠中心軸線不同位置處Fe和Al成分實測值與模擬結果的對比圖。由圖可知，Fe成分實測值沿著鑄錠中心軸線方向從頭到尾逐漸降低。在鑄錠頭部、尾部Fe的模擬結果和實測值吻合度好。但在鑄錠中上部與實測值存在一定的差異，表現為Fe成分的實測結果高于模擬值。Al成分的模擬值沿著鑄錠軸線方向變化不大，與Fe具有相似的規律，即模擬結果與實測值在頭和尾部接近，在中間位置高于實測值。

圖4 大規格Ti-1023合金鑄錠縱向宏觀組織Fig.4 Longitudinal solidification macrostructure of the large-scale Ti-1023 alloy ingot

圖5 Ti-1023合金中心軸線不同位置處Fe和Al元素成分模擬值和實測值對比：(a)Fe element; (b) Al elementFig.5 Comparison of elements contents at different positions along central axis between numerical simulations and experimental data for Ti-1023 alloy ingot: (a) Fe element; (b) Al element

4 分析與討論

由上述結果可知，VAR熔煉Ti-1023合金的Fe和Al元素成分的模擬結果在鑄錠頭部和底部與實測吻合良好，差異主要出現在鑄錠中心線與模擬值存在較大偏差。從資料和文獻得知[9,10]，Melt-Flow是基于液相建立的質量、動量、能量和溶質方程，沒有考慮固相動量守恒方程。而由宏觀偏析方程式(下式(1)，右側方括號中第三項·υS表示固液相相對運動引起的宏觀偏析)[11]可知，在凝固過程中，由于對流的作用，游離的自由等軸晶固相顆粒在熔體中進行漂浮和沉降的宏觀運動，對宏觀偏析和凝固組織的形成具有重要影響。

(1)

Combeau及其合作者[12]比較65 t鋼錠中心線上的碳成分偏析的模擬結果與實測值，也發現與本文相同的規律，即在鋼錠底部和頂部區域，模擬與實測吻合較好，但中部區域模擬與實測結果差異非常大。他們分析指出導致差異的主要原因是在計算模擬過程中沒有考慮等軸晶區的形成以及等軸晶的沉降。在本文中，由圖4的縱剖腐蝕低倍組織可以看出，在其鑄錠心部形成了等軸晶區，可推斷在凝固過程中發生了大量等軸晶的漂浮和沉降。而由于Melt-Flow軟件模型中并沒有考慮凝固過程中等軸晶運動，所以才導致中心中部模擬與實測的偏差。近年來采用加入固體動量因素的兩相模型[13]的模擬研究獲得了更好的預測結果，這在一定程度上也證實了本文模擬結果出現一定偏差是由于上述原因導致。工業化鑄錠的模擬結果和實驗尚有差距，考慮等軸晶移動是大型鑄錠宏觀偏析模擬研究的一個重要發展方向，但如何合理考慮工業化鑄錠中等軸晶的形成以及分布規律顯得尤為重要。

5 結 論

(1) 采用VAR模擬軟件Melt-Flow對Ti-1023合金VAR過程不同階段下溫度場和流場進行模擬，熔池形狀按初期的扁平狀→中期的V形→后期的深V形變化，模擬的熔煉后期的熔池深度為0.28 m，該數值與實測結果基本一致。

(2) Fe和Al元素成分模擬結果在鑄錠中心線頭部和底部位置與實測值吻合良好，但在中間部分與實測值存在較大偏差。

(3) Melt Flow-VAR是基于液相建立的質量、動量、能量和溶質方程，沒有考慮等軸晶區的形成以及等軸晶的沉降是形成中上部成分模擬與實驗值差異的主要原因。

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