Ti–43Al合金薄板连铸过程的数值模拟及微观组织预测

张敏，王子熙，刘晨阳，赵泽宇，刘国怀

精密铸造

Ti–43Al合金薄板连铸过程的数值模拟及微观组织预测

张敏，王子熙，刘晨阳，赵泽宇，刘国怀

（东北大学 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳 110819）

研究真空条件下Ti–43Al合金在连铸过程中的传热特性及其微观组织特点。通过ProCAST铸造仿真软件，基于非稳态连铸计算模型建立了连铸过程的温度场模型，获得了连铸板材在凝固过程中的温度场及其固相率的分布规律，并采用CAFE计算模块对连铸板材的微观组织结果进行了预测。连铸坯表面与结晶器接触的位置温度下降速度较快，熔池的深度在整个连铸过程中处在较为合理的水平上；连铸板材两侧表面的细晶区非常狭窄，并形成了由板材表面向板材心部生长的柱状晶区，在靠近铸件心部的位置发生了CET转变。越靠近铸坯心部，温度梯度和过冷度越小，越有利于发生CET转变，使铸坯由外生长转变为内生长。数值模拟预测所得的结果与验证实验结果吻合得较好。

Ti–Al合金；连续铸造；数值模拟；微观组织

与传统的不锈钢和镍基高温合金相比，γ–TiAl基合金的耐高温强度、抗蠕变性、抗氧化性和阻燃性能更好[1-2]，同时还具备密度低、弹性模量大、综合性能指标好于传统高温合金、韧性高于普通陶瓷材料的特点[3]。除此之外，钛铝合金的膨胀系数可与低膨胀系数的镍基合金相媲美，其易燃性还低于镍基合金。这些优势使γ–TiAl基合金成为航空、航天导弹发动机和汽车的轻型耐热结构部件中最具竞争力的材料[4-6]。

金属间化合物γ–TiAl合金是难变形金属的典型代表，具有室温塑性低和高温变形能力差的特点[7-9]，在常规的生产工艺（锻造、轧制）下难以制备出大尺寸板材[10-11]。同时，在工程应用的成分范围内，γ–TiAl合金较宽的液固区间和元素固溶差异容易引起宏/微观偏析以及组织不均匀现象，热加工过程中存在的局部流变和残余层片组织严重恶化了TiAl合金的力学性能[12-14]。同时，TiAl合金板材制备工艺特殊，导致TiAl合金的生产成本一直无法得到有效控制。这些原因最终导致TiAl合金材料无法有效满足高性能发动机发展的需要。

连铸作为生产钢铁、有色金属的基本工艺，能够有效提高生产效率、降低成本[15-16]。目前连铸技术已发展成为世界加工行业的关键技术之一，其中薄板连铸技术是实现难变形金属板材直接成形的先进技术，该工艺可以直接成形大规格难变形金属板带材，当采用高导热率结晶器系统时，冷却速度可达到102～ 103K/s，有望实现具有更优异力学性能的薄板连铸TiAl合金板材的生产[17-20]。因此，基于“102～103K/s亚快速凝固”和“直接成形”的薄板连铸技术，有望实现低成本、高质量高温合金材料的开发制备。

文中以TiAl合金为研究对象，在真空、保护气氛条件下，利用铸造模拟软件ProCAST对连续铸造凝固过程进行数值模拟和试验试制。目的在于解决高新材料、具有特殊物理化学性质材料的制备加工问题，提高其生产成品率和质量，并尽可能降低成本，致力于满足航空、航天、兵器、核能、舰船、电子等行业对高性能材料的需求。

1 试验

1.1 材料及物理性能

试验材料为Ti–43Al（质量分数）合金。结晶器系统采用的材质为铍铜，其热物性参数可直接通过模拟软件的数据库来选择。查阅获得Ti–43Al合金的液固相线温度分别为1 437 ℃和1 388 ℃，结晶潜热为376kJ/kg，比热容为0.647 12kJ/(kg·K)，热膨胀系数为2.013×10−5K−1，导热系数为0.011 7×103W/(m·K)，密度为3.486×103kg/m3。

1.2 非稳态算法

针对连续铸造过程的数值模拟，ProCAST提供了2种连续铸造求解模型，即稳态模型和非稳态模型。从连铸过程开始至到达稳定状态（即温度不再随时间变化）前，流场和温度场的变化需要采用非稳态模型提供的Mile（Mixed Lagrangian–Eulerian）算法进行模拟。该算法在计算流体流动时将拉格朗日法和欧拉法进行了耦合，在熔池范围内应用欧拉法对流场进行求解，而在结晶器范围内则应用拉格朗日法进行计算，可以使连铸熔体的流动和传热不仅随空间位置的改变而变化，还会随着时间的延长而进一步演变。同时，在非稳态条件下模拟时，该算法建立的模型和划分的有限元还能够随连续铸造的进行而不断延长。在建立模型的过程中，在熔池和结晶器之间设定厚度为2 mm、网格层数为500～ 1 000的单元层。计算开始后，拉格朗日模型求解的区域（结晶器范围内）将会向下移动，而欧拉模型求解部分（熔池部分）则保持不动。设置的单元层会逐渐在这2个区域之间展开，形成新的扇形有限元网格。新形成的区域会随着计算的进行而逐渐向下延伸，以此来实现非稳态模拟计算。在计算过程中，整个模型新形成的区域仍采用拉格朗日方法进行求解。

1.3 模型的建立

采用SolidWorks三维造型软件对连续铸造的铸坯、熔池、结晶器等部分进行三维建模，图1为铸坯和结晶器的三维造型以及网格剖分结果的示意图。三维模型的具体尺寸如下：结晶器尺寸为110 mm× 2 mm×60 mm，连铸坯尺寸为2 mm×110 mm× 1 000 mm，引锭板尺寸为110 mm×2 mm×6 mm。将各个部分在SolidWorks中进行装配，并将获得的装配体文件保存成扩展名为X_T的文件。首先将三维实体模型文件导入ProCAST软件的Visual–Mesh模块中进行面网格和体网格划分。设置面网格单元大小为2 mm，网格类型是四边形网格，对铸坯前表面进行面网格划分。其次对每个个体进行体网格的拉伸，拉伸层数为3。之后检查网格的一致性，将重叠部分的网格融合。最后进行体计算，并将体积定义从CAD形式转为FE形式（有限元网格）。网格划分的结果如图1b所示，其中面网格单元数量为7 328，六面体网格单元数量为3 468。根据实际连铸初始温度，设置铸轧坯上表面的温度边界条件为1 500 ℃。结晶器与循环冷却水接触，对金属熔体进行持续冷却，在结晶器内壁表面设置换热边界条件为5 000 W/(m2·K)。此外，其余所有边界都设置为辐射换热，辐射换热率为0.9。为了更精确地模拟整个连铸过程，设置500万步的模拟步长，模拟时间为300 s。

图1 非稳态(Mile)计算薄板连铸的实体模型及其有限元网格模型

1.4 凝固组织计算参数

在ProCast中，以传热为基础，通过CAFE模块对连铸铸坯的凝固组织进行预测。通过参数设置计算连铸过程中铸坯的温度分布，之后再进行CAFE模块的耦合计算。铸坯的传热条件参考非稳态模拟的边界条件。凝固组织模拟需要设置形核参数、生长参数和合金的热物性参数。通过CALPHAD计算可得到平衡分配系数为0.78，液相线斜率为–8，扩散系数为3×10−9m2/s。此外，枝晶尖端生长动力学参数可以通过自带软件计算获得，2个生长动力学系数的计算结果分别为3.58×10−7和1.219×10−7，Gibbs–Thomson系数为2×10−7，形核参数有体形核参数为2×109m−3，体形核平均过冷度为2 K，体形核过冷度方差为0.5 K。

1.5 验证试验

将按照成分比例配制好的纯钛（纯度为99.95%）和纯铝（纯度为99.99%）在中频真空感应炉中进行熔炼。在钛铝合金熔液的熔炼室中通入惰性气体氩气，并保证与中频真空感应炉连通的中间包、溜槽和空腔保持惰性气体保护状态。在惰性气体的保护下，中频真空感应炉、中间包、溜槽和空腔的压力均为常压。熔炼结束后，将中频真空感应炉中的钛铝合金熔体倾倒，合金熔体经过中间包、溜槽流入空腔内形成熔池，熔池上表面的钛铝合金熔体过热度为（60± 5） ℃。在使用前采用涂料对浇铸系统的溜槽进行表面防护，溜槽通道的温度为750～850 ℃。结晶器系统的材质为铍铜，通过水冷系统保持连铸过程中的温度为1 480 ℃。形成的薄板铸坯的尺寸为2 mm× 110 mm× 1 000 mm。

2 结果与讨论

2.1 温度场模拟结果

图2为不同时刻下稳态薄板连铸过程的温度分布情况，可以看出，在连铸开始时，随着引锭板向下运动，铸坯受到引锭板和两侧结晶器的冷却作用，其传热方向是由心部指向表面，同时在引锭板的冷却作用下，热流从顶部流向底部。随着引锭板继续向下运动，铸锭两侧的等温线由近乎竖直的状态逐渐过渡为抛物线形式，且熔池底部的等温线角度逐渐变小。在薄板连铸过程中，熔池范围过大，无法保证铸坯在结晶器出口位置的凝固坯壳具有足够的厚度和强度，容易导致铸坯在抽拉的过程中发生漏钢和断裂的现象。因此，为了更清楚地显示铸坯在抽拉过程中的凝固情况，图3列出了与图2相同时刻下铸坯的固相率分布。显然，在文中的工艺条件下，将熔池的范围维持在较为合理的水平可以保证薄板能够在引锭板的抽拉作用下成形。

图2 连铸过程中铸坯的温度分布情况

图3 连铸过程中铸坯的固相率分布情况

2.2 微观组织模拟结果

为了进一步研究薄板连铸对TiAl合金板材微观组织的影响，对凝固组织进行了预测计算。图4为薄板连铸TiAl合金板材横截面上的凝固组织模拟结果，预测位置如图3c中方框所示。从图4可以看到，由于连铸初期的激冷作用，板材表面形成了一层凝壳。同时，由于凝固过程中极大的温度梯度，板材表面凝壳中的细晶未能形成有效且连续的凝壳，而直接在强烈的单向传热和较强的过冷度条件下形成了柱状晶，并沿着传热的负方向由板材表面向板材心部生长。因此，在板材两侧的表面上没有观察到明显的细晶区。

图4 薄板连铸的凝固组织

随着凝固的进行，当柱状晶到达板材心部的某个临界位置时，由于过冷度和温度梯度的降低，柱状晶生长发生CET转变，即逐渐向心部等轴晶转变，这与模拟获得的等温线相对应。在连铸开始阶段，金属与结晶器紧密接触，金属液受到激冷作用，此时散热最快，因此接触结晶器内壁的金属液形成大量细小晶粒。随着凝固和抽拉的进行，离开熔池的金属液温度不断降低，这表明形成的凝固层也会对传热造成一定影响。因此，温度梯度将在一定程度上减小，而合金在凝固过程中所释放的潜热使温度梯度进一步减小，在近乎定向散热的条件下形成柱状晶。随着凝固的进一步进行，板材被引锭器抽拉离开结晶器，温度梯度进一步降低，金属液的传热不再是单向，于是为中心等轴晶区的产生创造了条件。图5给出了薄板连铸过程中铸坯表面至心部的温度曲线以及凝固组织计算区域的平均过冷度云图。由图5可知，越靠近铸坯心部，温度梯度越小，越有利于中心等轴晶的形成，且板材表面的位置过冷度较大，越靠近心部，过冷度也越低，这与凝固组织的模拟结果完全一致。

3 试验验证

为了对计算结果进行验证，对TiAl合金进行了薄板连铸，获得了相应的板材。图6为TiAl合金薄板连铸获得的坯料实物照片，在所模拟凝固组织的对应位置进行取样，如图6中—所标示的方框位置所示。图7为对应的凝固组织，图7a—c分别对应图6中—所标示的位置。可以观察到，TiAl合金薄板连铸获得的凝固组织与计算获得的凝固组织吻合得较好，TiAl合金薄板连铸坯料均是由表面等轴晶区和中心等轴晶区组成，同时存在明显的CET转变区域。

图5 铸坯表面至心部的温度曲线以及平均过冷度

图6 实际薄板连铸获得的坯料

图7 实际薄板连铸的凝固组织

4 结论

以Ti–43Al合金为研究对象，在真空条件下对薄板连铸工艺的凝固过程及凝固组织特点进行了研究。建立了模拟所需的计算模型，利用Mile算法对薄板连铸过程进行温度场模拟，并利用CAFE模块对凝固组织进行模拟，预测了连铸坯凝固温度分布及其凝固组织。最后根据实验结果对仿真结果进行了验证，证明了模拟结果的准确性。结果表明，薄板连铸的铸坯表面与结晶器接触的位置温度下降速度较快，导致铸坯在抽拉初期快速形成了一层凝固壳，保证了薄板能够顺利地连续成形，熔池底部等温线的角度则随着引锭板的抽拉逐渐变小，且越靠近铸坯心部，温度梯度和过冷度越小，越有利于发生CET转变，使铸坯由外生长向内生长转变。模拟预测获得的薄板连铸铸坯凝固组织与实际试验吻合较好。

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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

国家级大学生创新创业训练计划（200260）

张敏（2000—），女，材料成型及控制工程专业本科生，主要研究方向为金属力学性能。

刘国怀（1985—），男，博士，副教授，主要研究方向为TiAl合金、高温合金。

责任编辑：蒋红晨