,1094, 北京科技大学学报 第33卷 而边界条件以抽拉速度从下向上移动,从而实现板 表2主要溶质元素参数 坯的相对抽拉,计算得到铸坯凝固过程温度场,如 Table 2 Man parmeters of sohte ekments 图2所示.然后通过编写C语言函数与ProCAST软 元素 元素质量 液相线斜率,分配系数, 扩散系数, 种类分数,C% m(21] 2 件对接实现,计算采用的物理模型与原型的几何比 D10-2] C 0.190 -78.20 0.17 11.00 例是1:1由图2可以看出,连铸坯的液芯在进入矫 Si 0.248 -17.80 0.65 1.42 直段时消失,这与实际生产的理论计算一致 Mn 0.731 -5.00 0.68 2.40 ProCAST P 0.015 -48.90 0.13 4.60 0.005 -25.60 0.05 3.50 Cr 1.016 -1.30 0.95 3.30 Ni 0.053 -3.90 0.75 4.30 Mo 0.366 -2.80 0.80 0.55 Al 0.029 -0.08 0.92 24.70 Ti 0.020 -17.60 0.40 0.40 0.006 -2.20 0.96 6.60 W 0.004 -0.38 0.95 1.20 图2温度场分布(单位:℃) 注:m为二元合金液相线斜率;k为溶质元素在固相与液相中的 Fg 2 Temperature distrbution (unit C) 分配系数:D为溶质元素在液相中的扩散系数 图2是铸坯从结晶器到矫直段的温度场剖面 样品凝固组织形貌均显示,首先在铸坯外表面有大 图,以初步计算得到的铸坯温度场作为初始条件, 量晶核产生,形成了一个区域很窄的由许多细小等 在连铸坯凝固末端截取340mmX300mm×5mm断 轴晶粒组成的细晶区,紧邻细晶区的是柱状晶区, 面,对其凝固组织进行基于CAFE模型的数值模拟, 它是由定向结晶的产物一粗大的长柱状晶粒所组 依然采用ProCAST软件,G ibbs-Thamn pson系数T取 成,长轴与模壁几乎垂直,几何取向一致性在此体现 3X107m·K0,主要溶质元素参数选择见表2 出来,铸锭心部,是等轴晶区,是由许多细小均匀、 经ProCAST?软件计算,得到枝晶尖端生长动力学参 各方向尺寸近乎一致的等轴晶粒所组成,模拟结果 数e=0=1.1X10-5m·g.K-3. 图中不同色泽深度代表晶粒不同的生长方向,计算 3.2模拟结果的验证 过程中使用的物理模型与实际铸坯断面的尺寸比例 根据实际生产工艺(俦坯成分如表2所示,连 为1:1由图3可看出,在晶粒形貌、取向、等轴晶与 铸工艺参数如前文所述),基于CAFE方法,利用 柱状晶的比例等方面,模拟结果与实际样品结构基 ProCAST软件模拟计算得到的凝固末端铸坯凝固组本吻合,两者中心部位等轴晶晶粒都较为细小均 织,与实际样品在光镜下观察到的结果,分别如图3 匀,柱状晶区的晶粒较为粗大,CET转变位置发生在 (a)和(b)所示.由图3可以看出,模拟结果及实际 枝晶末端,从宏观来看约在铸坯的12半径处, 10cm 图3模拟结果和实验样品微观组织对比·(a)模拟结果;(b)实际样品微观组织 Fig 3 Camparison bewween the siulation and expermental results (a)smulation results (b)experimental results 3.3模拟结果与讨论 平均晶粒度的影响,在过热度、拉速和冷却等连铸工 为了研究各合金元素含量对CET转变位置及 艺条件一定的条件下(参考如前文所述的实际生产北 京 科 技 大 学 学 报 第 33卷 而边界条件以抽拉速度从下向上移动从而实现板 坯的相对抽拉.计算得到铸坯凝固过程温度场如 图 2所示.然后通过编写 C语言函数与 ProCAST软 件对接实现计算采用的物理模型与原型的几何比 例是 1∶1.由图 2可以看出连铸坯的液芯在进入矫 直段时消失这与实际生产的理论计算一致. 图 2 温度场分布 (单位:℃ ) Fig.2 Temperaturedistribution(unit:℃ ) 图 2是铸坯从结晶器到矫直段的温度场剖面 图.以初步计算得到的铸坯温度场作为初始条件 在连铸坯凝固末端截取 340mm×300mm×5mm断 面对其凝固组织进行基于 CAFE模型的数值模拟 依然采用 ProCAST软件Gibbs-Thompson系数 Г取 3×10 -7 m·K [20].主要溶质元素参数选择见表 2. 经 ProCAST软件计算得到枝晶尖端生长动力学参 数 a2=0a3=1∙1×10 -5m·s -1·K -3. 3∙2 模拟结果的验证 根据实际生产工艺 (铸坯成分如表 2所示连 铸工艺参数如前文所述 )基于 CAFE方法利用 ProCAST软件模拟计算得到的凝固末端铸坯凝固组 织与实际样品在光镜下观察到的结果分别如图 3 (a)和 (b)所示.由图 3可以看出模拟结果及实际 表 2 主要溶质元素参数 Table2 Mainparametersofsoluteelements 元素 种类 元素质量 分数C0/% 液相线斜率 m[21] 分配系数 k[22] 扩散系数 D/10-9[23] C 0∙190 -78∙20 0∙17 11∙00 Si 0∙248 -17∙80 0∙65 1∙42 Mn 0∙731 -5∙00 0∙68 2∙40 P 0∙015 -48∙90 0∙13 4∙60 S 0∙005 -25∙60 0∙05 3∙50 Cr 1∙016 -1∙30 0∙95 3∙30 Ni 0∙053 -3∙90 0∙75 4∙30 Mo 0∙366 -2∙80 0∙80 0∙55 Al 0∙029 -0∙08 0∙92 24∙70 Ti 0∙020 -17∙60 0∙40 0∙40 V 0∙006 -2∙20 0∙96 6∙60 W 0∙004 -0∙38 0∙95 1∙20 注:m为二元合金液相线斜率;k为溶质元素在固相与液相中的 分配系数;D为溶质元素在液相中的扩散系数. 样品凝固组织形貌均显示首先在铸坯外表面有大 量晶核产生形成了一个区域很窄的由许多细小等 轴晶粒组成的细晶区.紧邻细晶区的是柱状晶区 它是由定向结晶的产物---粗大的长柱状晶粒所组 成长轴与模壁几乎垂直几何取向一致性在此体现 出来.铸锭心部是等轴晶区是由许多细小均匀、 各方向尺寸近乎一致的等轴晶粒所组成.模拟结果 图中不同色泽深度代表晶粒不同的生长方向.计算 过程中使用的物理模型与实际铸坯断面的尺寸比例 为 1∶1.由图 3可看出在晶粒形貌、取向、等轴晶与 柱状晶的比例等方面模拟结果与实际样品结构基 本吻合.两者中心部位等轴晶晶粒都较为细小均 匀柱状晶区的晶粒较为粗大CET转变位置发生在 枝晶末端从宏观来看约在铸坯的 1/2半径处. 图 3 模拟结果和实验样品微观组织对比 ∙(a)模拟结果;(b)实际样品微观组织 Fig.3 Comparisonbetweenthesimulationandexperimentalresults:(a) simulationresults;(b) experimentalresults 3∙3 模拟结果与讨论 为了研究各合金元素含量对 CET转变位置及 平均晶粒度的影响在过热度、拉速和冷却等连铸工 艺条件一定的条件下 (参考如前文所述的实际生产 ·1094·