Ti–43Al合金薄板連鑄過程的數值模擬及微觀組織預測

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值模擬及微觀組織預測

張敏，王子熙，劉晨陽，趙澤宇，劉國懷

（東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，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。通過ProCAST鑄造仿真軟件，基于非穩態連鑄計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律，并采用CAFE計算模塊對連鑄板材的微觀組織結果進行了預測。連鑄坯表面與結晶器接觸的位置溫度下降速度較快，熔池的深度在整個連鑄過程中處在較為合理的水平上；連鑄板材兩側表面的細晶區非常狹窄，并形成了由板材表面向板材心部生長的柱狀晶區，在靠近鑄件心部的位置發生了CET轉變。越靠近鑄坯心部，溫度梯度和過冷度越小，越有利于發生CET轉變，使鑄坯由外生長轉變為內生長。數值模擬預測所得的結果與驗證實驗結果吻合得較好。

Ti–Al合金；連續鑄造；數值模擬；微觀組織

與傳統的不銹鋼和鎳基高溫合金相比，γ–TiAl基合金的耐高溫強度、抗蠕變性、抗氧化性和阻燃性能更好[1-2]，同時還具備密度低、彈性模量大、綜合性能指標好于傳統高溫合金、韌性高于普通陶瓷材料的特點[3]。除此之外，鈦鋁合金的膨脹系數可與低膨脹系數的鎳基合金相媲美，其易燃性還低于鎳基合金。這些優勢使γ–TiAl基合金成為航空、航天導彈發動機和汽車的輕型耐熱結構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[7-9]，在常規的生產工藝（鍛造、軋制）下難以制備出大尺寸板材[10-11]。同時，在工程應用的成分范圍內，γ–TiAl合金較寬的液固區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象，熱加工過程中存在的局部流變和殘余層片組織嚴重惡化了TiAl合金的力學性能[12-14]。同時，TiAl合金板材制備工藝特殊，導致TiAl合金的生產成本一直無法得到有效控制。這些原因最終導致TiAl合金材料無法有效滿足高性能發動機發展的需要。

連鑄作為生產鋼鐵、有色金屬的基本工藝，能夠有效提高生產效率、降低成本[15-16]。目前連鑄技術已發展成為世界加工行業的關鍵技術之一，其中薄板連鑄技術是實現難變形金屬板材直接成形的先進技術，該工藝可以直接成形大規格難變形金屬板帶材，當采用高導熱率結晶器系統時，冷卻速度可達到102～ 103K/s，有望實現具有更優異力學性能的薄板連鑄TiAl合金板材的生產[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，有望實現低成本、高質量高溫合金材料的開發制備。

文中以TiAl合金為研究對象，在真空、保護氣氛條件下，利用鑄造模擬軟件ProCAST對連續鑄造凝固過程進行數值模擬和試驗試制。目的在于解決高新材料、具有特殊物理化學性質材料的制備加工問題，提高其生產成品率和質量，并盡可能降低成本，致力于滿足航空、航天、兵器、核能、艦船、電子等行業對高性能材料的需求。

1 試驗

1.1 材料及物理性能

試驗材料為Ti–43Al（質量分數）合金。結晶器系統采用的材質為鈹銅，其熱物性參數可直接通過模擬軟件的數據庫來選擇。查閱獲得Ti–43Al合金的液固相線溫度分別為1 437 ℃和1 388 ℃，結晶潛熱為376kJ/kg，比熱容為0.647 12kJ/(kg·K)，熱膨脹系數為2.013×10?5K?1，導熱系數為0.011 7×103W/(m·K)，密度為3.486×103kg/m3。

1.2 非穩態算法

針對連續鑄造過程的數值模擬，ProCAST提供了2種連續鑄造求解模型，即穩態模型和非穩態模型。從連鑄過程開始至到達穩定狀態（即溫度不再隨時間變化）前，流場和溫度場的變化需要采用非穩態模型提供的Mile（Mixed Lagrangian–Eulerian）算法進行模擬。該算法在計算流體流動時將拉格朗日法和歐拉法進行了耦合，在熔池范圍內應用歐拉法對流場進行求解，而在結晶器范圍內則應用拉格朗日法進行計算，可以使連鑄熔體的流動和傳熱不僅隨空間位置的改變而變化，還會隨著時間的延長而進一步演變。同時，在非穩態條件下模擬時，該算法建立的模型和劃分的有限元還能夠隨連續鑄造的進行而不斷延長。在建立模型的過程中，在熔池和結晶器之間設定厚度為2 mm、網格層數為500～ 1 000的單元層。計算開始后，拉格朗日模型求解的區域（結晶器范圍內）將會向下移動，而歐拉模型求解部分（熔池部分）則保持不動。設置的單元層會逐漸在這2個區域之間展開，形成新的扇形有限元網格。新形成的區域會隨著計算的進行而逐漸向下延伸，以此來實現非穩態模擬計算。在計算過程中，整個模型新形成的區域仍采用拉格朗日方法進行求解。

1.3 模型的建立

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

圖1 非穩態(Mile)計算薄板連鑄的實體模型及其有限元網格模型

1.4 凝固組織計算參數

在ProCast中，以傳熱為基礎，通過CAFE模塊對連鑄鑄坯的凝固組織進行預測。通過參數設置計算連鑄過程中鑄坯的溫度分布，之后再進行CAFE模塊的耦合計算。鑄坯的傳熱條件參考非穩態模擬的邊界條件。凝固組織模擬需要設置形核參數、生長參數和合金的熱物性參數。通過CALPHAD計算可得到平衡分配系數為0.78，液相線斜率為–8，擴散系數為3×10?9m2/s。此外，枝晶尖端生長動力學參數可以通過自帶軟件計算獲得，2個生長動力學系數的計算結果分別為3.58×10?7和1.219×10?7，Gibbs–Thomson系數為2×10?7，形核參數有體形核參數為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 驗證試驗

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%）在中頻真空感應爐中進行熔煉。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爐連通的中間包、溜槽和空腔保持惰性氣體保護狀態。在惰性氣體的保護下，中頻真空感應爐、中間包、溜槽和空腔的壓力均為常壓。熔煉結束后，將中頻真空感應爐中的鈦鋁合金熔體傾倒，合金熔體經過中間包、溜槽流入空腔內形成熔池，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澆鑄系統的溜槽進行表面防護，溜槽通道的溫度為750～850 ℃。結晶器系統的材質為鈹銅，通過水冷系統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 結果與討論

2.1 溫度場模擬結果

圖2為不同時刻下穩態薄板連鑄過程的溫度分布情況，可以看出，在連鑄開始時，隨著引錠板向下運動，鑄坯受到引錠板和兩側結晶器的冷卻作用，其傳熱方向是由心部指向表面，同時在引錠板的冷卻作用下，熱流從頂部流向底部。隨著引錠板繼續向下運動，鑄錠兩側的等溫線由近乎豎直的狀態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，無法保證鑄坯在結晶器出口位置的凝固坯殼具有足夠的厚度和強度，容易導致鑄坯在抽拉的過程中發生漏鋼和斷裂的現象。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 微觀組織模擬結果

為了進一步研究薄板連鑄對TiAl合金板材微觀組織的影響，對凝固組織進行了預測計算。圖4為薄板連鑄TiAl合金板材橫截面上的凝固組織模擬結果，預測位置如圖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，由于凝固過程中極大的溫度梯度，板材表面凝殼中的細晶未能形成有效且連續的凝殼，而直接在強烈的單向傳熱和較強的過冷度條件下形成了柱狀晶，并沿著傳熱的負方向由板材表面向板材心部生長。因此，在板材兩側的表面上沒有觀察到明顯的細晶區。

圖4 薄板連鑄的凝固組織

隨著凝固的進行，當柱狀晶到達板材心部的某個臨界位置時，由于過冷度和溫度梯度的降低，柱狀晶生長發生CET轉變，即逐漸向心部等軸晶轉變，這與模擬獲得的等溫線相對應。在連鑄開始階段，金屬與結晶器緊密接觸，金屬液受到激冷作用，此時散熱最快，因此接觸結晶器內壁的金屬液形成大量細小晶粒。隨著凝固和抽拉的進行，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對傳熱造成一定影響。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。隨著凝固的進一步進行，板材被引錠器抽拉離開結晶器，溫度梯度進一步降低，金屬液的傳熱不再是單向，于是為中心等軸晶區的產生創造了條件。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算區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果完全一致。

3 試驗驗證

為了對計算結果進行驗證，對TiAl合金進行了薄板連鑄，獲得了相應的板材。圖6為TiAl合金薄板連鑄獲得的坯料實物照片，在所模擬凝固組織的對應位置進行取樣，如圖6中—所標示的方框位置所示。圖7為對應的凝固組織，圖7a—c分別對應圖6中—所標示的位置。可以觀察到，TiAl合金薄板連鑄獲得的凝固組織與計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和中心等軸晶區組成，同時存在明顯的CET轉變區域。

圖5 鑄坯表面至心部的溫度曲線以及平均過冷度

圖6 實際薄板連鑄獲得的坯料

圖7 實際薄板連鑄的凝固組織

4 結論

以Ti–43Al合金為研究對象，在真空條件下對薄板連鑄工藝的凝固過程及凝固組織特點進行了研究。建立了模擬所需的計算模型，利用Mile算法對薄板連鑄過程進行溫度場模擬，并利用CAFE模塊對凝固組織進行模擬，預測了連鑄坯凝固溫度分布及其凝固組織。最后根據實驗結果對仿真結果進行了驗證，證明了模擬結果的準確性。結果表明，薄板連鑄的鑄坯表面與結晶器接觸的位置溫度下降速度較快，導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，越有利于發生CET轉變，使鑄坯由外生長向內生長轉變。模擬預測獲得的薄板連鑄鑄坯凝固組織與實際試驗吻合較好。

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Numerical Simulation and Microstructure Prediction in Continuous Casting Process of Ti-43Al Alloy Sheet

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

國家級大學生創新創業訓練計劃（200260）

張敏（2000—），女，材料成型及控制工程專業本科生，主要研究方向為金屬力學性能。

劉國懷（1985—），男，博士，副教授，主要研究方向為TiAl合金、高溫合金。

責任編輯：蔣紅晨