郭東偉1,2,郭坤輝1,2,張福利1,2,張飛1,2,曹江海1,2,侯自兵,1,2

連鑄坯內(nèi)部中心偏析缺陷的存在會對鑄坯以及后續(xù)產(chǎn)品質(zhì)量和性能產(chǎn)生影響[1~3],而中心偏析的形成與鑄坯內(nèi)部凝固組織特征密切相關(guān)。現(xiàn)有研究[4~7]表明,鑄坯內(nèi)部發(fā)達的柱狀晶會導致較為嚴重的中心線偏析,而擴大鑄坯中心等軸晶區(qū)有利于減輕中心偏析缺陷。因此,針對鑄坯內(nèi)部柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(columnar to equiaxed transition,CET)的判斷對于控制鑄坯內(nèi)部凝固組織,提高鑄坯質(zhì)量具有重要意義。

近年來,學者們針對合金內(nèi)部CET判斷進行了相關(guān)研究,提出了不同的CET判定方法。Hunt[8]提出了第一個確定性的CET判斷模型并分析了合金成分、形核密度以及過冷度對CET的影響,認為當柱狀晶前沿等軸晶粒體積分數(shù)達到0.49時即發(fā)生CET。在此基礎(chǔ)之上,Shibata等[9]對Hunt[8]模型進行改進,提出了針對不銹鋼連鑄板坯等軸晶率預(yù)測的簡化模型并探究了拉速、過熱度等對板坯內(nèi)部等軸晶率的影響。Niu等[10]對Hunt[8]模型進行了修正,針對38CrMoAl圓坯提出了結(jié)合CET判定、傳熱數(shù)值模擬以及數(shù)據(jù)檢測的預(yù)測模型,該模型可以避免異質(zhì)形核密度的不正確選擇。然而,目前針對碳鋼連鑄坯內(nèi)部CET判定模型的研究仍較少,且現(xiàn)有模型多是基于凝固過程參數(shù)的復雜計算并側(cè)重于對鑄坯整體CET位置進行判斷,忽略了對于鑄坯內(nèi)部實際凝固組織的觀察和表征以及實際凝固組織所具有的波動性。與此同時,隨著數(shù)學模型和計算機技術(shù)的進步,合金內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)形態(tài)的模擬得到發(fā)展。Luo等[11]通過耦合元胞自動機有限差分(cellular automaton-finite difference,CA-FD)模型對連鑄鋼坯內(nèi)部凝固過程以及枝晶生長過程進行模擬,再現(xiàn)了連鑄過程鑄坯內(nèi)部枝晶競爭生長和CET轉(zhuǎn)變,并探究了過熱度對于鑄坯等軸晶率的影響。Hou等[12]建立了元胞自動機有限元(cellular automaton-finite element,CAFE)耦合模型,分析了高碳鋼連鑄坯內(nèi)部凝固組織演變以及中心等軸晶區(qū)晶粒致密度,并探究了過熱度和連鑄拉速對鑄坯等軸晶率的影響。鑄坯內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)形態(tài)的模擬可以對枝晶生長和等軸晶區(qū)分布進行反映,從而對比不同工藝下的凝固組織特征情況,但是針對實際鑄坯內(nèi)部CET位置的判斷仍缺乏統(tǒng)一有效的定量標準。另一方面,在實際連鑄現(xiàn)場生產(chǎn)過程中多采用低倍檢驗的方法對鑄坯質(zhì)量進行判斷,并通過鑄坯實際凝固組織特征對等軸晶區(qū)域進行定性的判定；但是由于鑄坯CET位置附近枝晶形貌較為復雜,其判定結(jié)果往往存在偏差。針對合金實際凝固組織,亦有學者[13~15]基于凝固組織的不同形態(tài),采用合金內(nèi)部晶粒縱橫比來對合金內(nèi)部CET位置進行判斷。然而,碳鋼內(nèi)部凝固組織形態(tài)較為復雜,枝晶熔斷、黏合現(xiàn)象較為普遍,晶粒縱橫比的測量較為困難。因此,一種能夠基于實際連鑄坯復雜凝固組織對CET起始位置進行定量判斷的方法,對于實際生產(chǎn)中指導生產(chǎn)工藝,提高鑄坯質(zhì)量非常重要。

基于以上背景,本工作以SCM440冷鐓鋼連鑄坯為研究對象,從連鑄坯實際凝固組織入手對鑄坯內(nèi)部二次枝晶間距(secondary dendrite arm spacing,SDAS)變化進行測量分析,同時,結(jié)合鑄坯橫斷面二維溫度場模型分析鑄坯由表面至中心傳熱條件的變化并探究SDAS的變化原因。在此基礎(chǔ)之上,提出了基于鑄坯內(nèi)部SDAS變化特征的連鑄坯CET定量判斷新方法,該方法可為實際連鑄坯CET判斷以及生產(chǎn)工藝調(diào)控提供方法和理論指導。

1實驗方法與溫度場模擬

1.1實驗材料

采用尺寸為160 mm × 160 mm的SCM440冷鐓鋼為研究對象,其主要成分(質(zhì)量分數(shù),%)為：C 0.38~0.43,Si 0.15~0.3,Mn 0.60~0.90,P ≤ 0.002,S ≤ 0.002,Cr 0.90~1.20,Mo 0.15~0.30,Fe余量。按照圖1所示方式在現(xiàn)場正常生產(chǎn)條件下取得2塊連鑄坯橫斷面試樣,試樣生產(chǎn)工藝如表1所示。由于澆鑄過程中鋼包鋼水溫度降低,需提高連鑄拉速,因此2塊試樣工藝參數(shù)的主要區(qū)別在于過熱度和拉速。No.1試樣過熱度較高,拉速偏低；No.2試樣過熱度較低,拉速偏高。同時,連鑄過程中在鑄機結(jié)晶器和二冷四區(qū)之后凝固末端分別施加電磁攪拌(參數(shù)分別為330 A、6 Hz和690 A、50 Hz)。在得到實際鑄坯橫斷面試樣之后,為獲得連鑄坯橫斷面凝固組織特征,采用國家標準(GB/T 226-2015)對2塊試樣進行熱酸洗實驗。熱酸洗實驗中酸液為HCl溶液(分析純)∶H2O = 1∶1 (體積比)的溶液,酸蝕溫度為60~80℃,酸蝕時間為15~20 min[16,17]。熱酸洗實驗之后在相同光源條件下使用SONY$?$6000數(shù)碼相機采集2塊試樣低倍組織圖像。

圖1

圖1連鑄坯橫斷面取樣方法示意圖

Fig.1Schematic of sampling method for cross section of the selected continuous casting billets

表1SCM440連鑄方坯主要生產(chǎn)工藝參數(shù)

Table 1Production parameters of selected SCM440 continuous casting billet

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1.2凝固組織SDAS測量

獲得低倍組織圖像后,按照圖2所示,在2塊試樣橫斷面左右側(cè)分別取中心線、近內(nèi)弧側(cè)(距離中心線15 mm)和近外弧側(cè)(距離中心線15 mm) 3個位置。每個位置處由鑄坯表面至中心依次選取典型樹枝晶,利用Image-Pro Plus 6.0軟件采用截線法對所選典型枝晶SDAS進行測量,同時記錄每個SDAS測量位置與鑄坯表面之間的距離。

圖2

圖2連鑄坯試樣橫斷面二次枝晶間距(SDAS)測量位置

Fig.2Schematic of measurement position of secondary dendrite arm spacing (SDAS) in cross section of selected continuous casting billets

1.3二維溫度場模擬及驗證

連鑄過程中,鑄坯內(nèi)部凝固組織的形成與凝固過程的傳熱過程以及鑄坯內(nèi)部溫度分布密切相關(guān)。本工作目的旨在能夠基于連鑄坯內(nèi)部SDAS變化特征對鑄坯內(nèi)部CET位置進行定量判斷,為了對研究結(jié)果進行驗證與反映,利用ANSYS 2020R1 軟件對2塊鑄坯橫斷面二維溫度場進行計算模擬。

1.3.1 傳熱方程

本工作中鑄坯試樣凝固過程的傳熱計算基于有限元理論,計算過程中的二維傳熱方程為[18]：

式中,λ為熱導率,W/(m·℃)；$?$為鋼液密度,kg/m3；cp為定壓比熱容,J/(kg·℃)；T為溫度,℃；t為時間,s；x、y分別是水平方向和縱向的長度,m。實際鑄坯連鑄過程中施加了結(jié)晶器及末端電磁攪拌對內(nèi)部質(zhì)量進行控制,因此在二維溫度場模型計算過程中,通過λ的變化來反映電磁場對鑄坯內(nèi)部傳熱的影響。二維溫度場計算過程中,連鑄坯拉坯方向的傳熱忽略不計。使用有效比熱法將凝固過程中潛熱的演變納入計算之中[18]：

式中,${?}_{?}^{\text{'}}$為有效比熱容,J/(kg·℃)；L為潛熱,J/kg；fs為固相體積分數(shù)。

1.3.2 邊界條件與初始條件

本工作建立了基于切片運動的非穩(wěn)態(tài)傳熱模型來模擬鑄坯橫斷面二維溫度場,模型中單個網(wǎng)格的尺寸為3 mm × 3 mm。計算過程中假設(shè)鑄坯切片由連鑄結(jié)晶器經(jīng)足輥區(qū)運動至二冷區(qū),最終經(jīng)切割點運動至上冷床階段。切片的尺寸與實際連鑄坯試樣尺寸相同,即160 mm × 160 mm,切片厚度為30 mm。假設(shè)切片垂直于拉坯方向的2個面是絕熱的,隨著連鑄凝固過程的進行,改變切片其他4個面的傳熱條件來模擬試樣的實際連鑄過程。結(jié)晶器、足輥區(qū)、二冷區(qū)以及空冷區(qū)的長度、邊界條件以及相應(yīng)參數(shù)計算公式如表2[18~20]所示。其中,qm、qf、qk和qa分別為結(jié)晶器、足輥區(qū)、二冷區(qū)以及空冷區(qū)的熱通量,kW/m2；tm為切片處于結(jié)晶器中的時間,s；β為關(guān)于結(jié)晶器形狀以及連鑄參數(shù)的系數(shù),kW/(m2·s1/2)；hf和hk為足輥區(qū)和二冷區(qū)的傳熱系數(shù),W/(m2·℃)；w為冷卻水流量,L/(m2·min)；$?$為輻射傳熱系數(shù)；$?$為Stefan-Boltzmann 常數(shù)；Tb、Tf、Tw和Ta分別為鑄坯表面溫度、足輥區(qū)水流溫度、二冷區(qū)水流溫度以及空冷區(qū)環(huán)境溫度,℃。計算的初始條件為[18]：

表2溫度場計算過程中各部分參數(shù)及計算公式[18~20]

Table 2Parameters and relevant computational formulas at different sections in the calculation of temperature field[18-20]

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2結(jié)果與討論

2.1鑄坯橫斷面低倍組織及SDAS變化

圖3為測量所得No.1和No.2鑄坯橫斷面左右側(cè)各位置處的SDAS變化。由圖可知,鑄坯中心SDAS整體大于邊部,該過程主要體現(xiàn)鑄坯凝固組織由外部較為細密的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)橹行妮^為粗大的等軸晶。同時,觀察發(fā)現(xiàn),在2塊試樣所有選定位置處SDAS的測量過程中均存在某一位置(圖3中箭頭所指),該位置存在SDAS較大幅度的突變并伴隨著SDAS的最大增加率。李博等[21]在高強石油套管鋼內(nèi)部點狀偏析研究過程中對鋼坯由表面至中心的SDAS進行了測量,發(fā)現(xiàn)在CET位置處SDAS有較大的增加速率,但SDAS突增的原因以及其與CET之間的聯(lián)系并未詳細給出。Ji等[22]研究了高碳鋼內(nèi)部枝晶形貌及中心偏析對后續(xù)熱軋線材組織和力學性能的影響,在對高碳鋼連鑄方坯內(nèi)部SDAS測量過程中也存在CET位置處的SDAS突增,但也未深入探究其與CET之間的聯(lián)系。連鑄坯內(nèi)部SDAS可表示為[22]：

圖3

圖3No.1和No.2鑄坯橫斷面左右側(cè)各位置的SDAS變化

Fig.3SDAS changes on the cross section of the billets No.1 (a, c, e) and No.2 (b, d, f)

(a, b) near inner arc side (c, d) centerline (e, f) near outer arc side

式中,dS為鑄坯內(nèi)部二次枝晶間距,mm；G為鑄坯凝固前沿溫度梯度,℃/mm；v為鑄坯凝固過程中的枝晶生長速率,mm/min；θ和α均為擬合系數(shù)。

由式(4)可知,鑄坯內(nèi)部SDAS與凝固過程中鑄坯內(nèi)部溫度梯度及凝固組織生長速率有關(guān),而溫度梯度和生長速率與鑄坯內(nèi)部傳熱密切相關(guān)。結(jié)合前人研究[21,22]以及本工作中實際SDAS測量結(jié)果,推測在凝固過程中由鑄坯表面至中心凝固組織的變化導致傳熱條件發(fā)生了較為劇烈的變化,而這種變化最終以枝晶形貌的形式表現(xiàn)出來。鑄坯表面至中心凝固組織主要為表層激冷層、柱狀晶區(qū)以及中心等軸晶區(qū)。柱狀晶具有各向異性的特點,當其穩(wěn)定生長時,熱流沿柱狀晶生長方向近似垂直于鑄坯表面向外傳遞。等軸晶具有各向同性的特點,在等軸晶形核長大的過程中熱量向各個方向進行傳遞。柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的過程中,由于2者傳熱特點的差異性,可能導致鑄坯內(nèi)部SDAS的變化。基于此,針對鑄坯由表面至中心SDAS以及傳熱過程的變化進行研究,以探究鑄坯內(nèi)部凝固組織特征與CET之間的關(guān)系。

2.2鑄坯橫斷面溫度梯度與生長速率變化

2.2.1 溫度梯度

圖4為基于二維溫度場模型得到的2塊鑄坯試樣橫斷面左側(cè)中心線位置處由表面至中心的溫度梯度變化,此過程中計算所得溫度梯度為鑄坯由中心至表面方向溫度梯度的矢量和。在實際凝固組織特征的分析過程中,本工作針對橫斷面左右側(cè)分別選取了3個分析位置,即中心線、近內(nèi)弧側(cè)以及近外弧側(cè)。在后續(xù)溫度場數(shù)據(jù)的分析過程中,3個位置的溫度場數(shù)據(jù)雖存在差異但不明顯,因此,采用橫斷面左側(cè)中心線的溫度場數(shù)據(jù)作為代表,分析其與實際凝固組織特征變化之間的聯(lián)系。觀察圖4可知,2塊鑄坯由表面至中心溫度梯度變化均可大致分為3段。其中,A段為初始凝固階段,在這一過程中,鋼液通過浸入式水口進入結(jié)晶器接觸水冷銅壁冷卻,溫度梯度迅速增加至較大值。隨著凝固進行,凝固坯殼厚度逐漸增大,熱阻也逐漸增加,鑄坯內(nèi)部溫度梯度快速下降。連鑄坯結(jié)晶器內(nèi)初始凝固階段的凝固組織主要為激冷層細小等軸晶以及初始柱狀晶,與后續(xù)CET關(guān)聯(lián)較小。因此,針對鑄坯內(nèi)部溫度梯度變化,著重對B和C 2段進行分析。

圖4

圖4No.1和No.2鑄坯左側(cè)中心線處的溫度梯度變化

Fig.4Thermal gradient changes on the left centerline of billets No.1 (a) and No.2 (b) (Insets show the high magnified images)

由圖4局部放大圖可知,B和C段溫度梯度整體上存在減小的趨勢,但2段過程中溫度梯度的減小速率不同,B段溫度梯度減小速率較快,C段溫度梯度減小速率較慢,這與2段過程所對應(yīng)的凝固組織特征有關(guān)。在鑄坯由外向內(nèi)凝固過程中,B段為柱狀晶穩(wěn)定生長階段,此時鑄坯內(nèi)部熱量以近似一維傳熱的形式向外較快傳遞,溫度梯度較大,在此情況下,柱狀晶快速生長,傳熱熱阻逐漸增大,因此溫度梯度減小速率也較快。C段為等軸晶生長階段,此時,晶粒的各向同性使得一維傳熱被阻斷,熱量由內(nèi)向外傳輸?shù)男式档?因此溫度梯度減小速率減慢。總體而言,在鑄坯由外向內(nèi)凝固的過程中,伴隨著柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變,溫度梯度的變化趨勢也會隨之發(fā)生改變,在溫度梯度變化的拐點處則意味著柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變點,即CET位置。對B和C段溫度梯度變化曲線進行擬合并計算出拐點所在位置,可知2塊鑄坯試樣內(nèi)部溫度梯度變化分別在距鑄坯表面32.96和31.31 mm處發(fā)生轉(zhuǎn)變,即No.1和No.2鑄坯分別在距離鑄坯表面32.96和31.31 mm的位置處發(fā)生CET。

2.2.2 生長速率

鑄坯內(nèi)部SDAS除與溫度梯度有關(guān),還受生長速率的影響,為了更為詳細系統(tǒng)地探究鑄坯內(nèi)部凝固組織及傳熱條件的變化,基于本研究所選連鑄坯二維溫度場模型對橫斷面左側(cè)中心線上枝晶生長速率進行計算,結(jié)果如圖5所示。由于數(shù)值計算過程中實際枝晶的生長難以觀測,本工作利用中心線上相鄰網(wǎng)格達到鋼液固相線的時間差來計算鑄坯內(nèi)部枝晶生長速率。由圖5可知,生長速率變化的過程中,在D段出現(xiàn)短暫的降低,其后E和G段整體呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢,僅在過程中間F段存在生長速率的短時間內(nèi)突降。結(jié)合之前分析可知,D段對應(yīng)鋼液在結(jié)晶器內(nèi)的初始凝固狀態(tài)。鋼液剛進入結(jié)晶器時接觸水冷銅壁,生長速率較快。隨著后續(xù)凝固坯殼生長,鋼液凝固速率逐漸降低,凝固組織生長速率減小。由于結(jié)晶器內(nèi)初始凝固與鑄坯內(nèi)部CET關(guān)聯(lián)較小,因此僅對生長速率在E~G段的變化進行討論。

圖5

圖5No.1和No.2鑄坯左側(cè)中心線生長速率變化

Fig.5Growth rate changes of solidification structure on the left centerline of billets No.1 (a) and No.2 (b) (CET—columnar to equiaxed transition)

當鑄坯離開結(jié)晶器進入二冷區(qū),隨著外部冷卻水對鑄坯的冷卻以及鑄坯內(nèi)部總熱量的不斷減少,生長速率整體上呈現(xiàn)增加的趨勢。其中E段主要代表鑄坯剛出結(jié)晶器時,鑄坯內(nèi)部柱狀晶穩(wěn)定生長的階段。此時,熱量沿柱狀晶生長方向向外近似一維傳遞,伴隨著外部冷卻,凝固組織生長速率逐漸增大。G段代表鑄坯內(nèi)部等軸晶生長的階段,此時鑄坯內(nèi)部熱量相對更少,由于等軸晶的各向同性,鑄坯內(nèi)部由外向內(nèi)近似等溫凝固,因此該階段凝固組織生長速率有較大幅度的增加。在柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變過程中,根據(jù)Hunt[8]提出的“機械阻塞”準則,當?shù)容S晶粒體積分數(shù)達到0.49時,柱狀晶前沿生長會被阻斷從而發(fā)生CET,而柱狀晶生長受阻則會造成內(nèi)部凝固組織生長速率的短時間突降,這與F段相對應(yīng)。同時,CET的出現(xiàn)使得熱量沿柱狀晶的一維傳輸被阻斷,熱量傳遞效率降低也會導致生長速率的減小。因此,F段所處的位置即為鑄坯內(nèi)部CET位置。

在2塊試樣實際生產(chǎn)過程中,No.1試樣過熱度較高,No.2試樣過熱度較低。根據(jù)已有的研究[7,23,24],較低的過熱度有利于提高等軸晶形核數(shù),促進CET轉(zhuǎn)變并擴大等軸晶區(qū),因此,No.2試樣橫斷面等軸晶率更高。溫度梯度和生長速率的分析結(jié)果顯示,No.2試樣溫度梯度拐點與生長速率突降位置均更靠近鑄坯表面,即其CET位置更接近鑄坯表面,等軸晶區(qū)更大,這與現(xiàn)有研究[7,23,24]結(jié)果相符。結(jié)合以上對溫度梯度和生長速率在由鑄坯表面至中心一維方向上的分析可知,鑄坯內(nèi)部溫度梯度和生長速率隨著不同凝固階段以及不同凝固組織特征而變化,且在CET位置處皆存在拐點或突變。溫度梯度和生長速率均可對連鑄過程中SDAS產(chǎn)生影響,則在由鑄坯表面至中心方向上也會存在SDAS的拐點或突變,因此,可以根據(jù)連鑄坯表面SDAS變化特征來對鑄坯內(nèi)部CET位置進行確定。

3鑄坯CET位置確定新方法

3.1 CET位置確定原則

如前所述,鑄坯內(nèi)部柱狀晶到等軸晶凝固組織的變化會影響由鑄坯表面至中心溫度梯度和生長速率的變化。在CET位置處,凝固組織生長速率出現(xiàn)一定程度的降低,伴隨著溫度梯度的持續(xù)減小,結(jié)合式(4)可知,CET位置處SDAS會出現(xiàn)一定程度突增,這與實際測量結(jié)果(圖3)相符,也與前人研究[21,22]中對于凝固組織和枝晶間距的測量結(jié)果相吻合。同時,Li等[25]針對高錳鋼連鑄坯表面至中心鋼液的局部凝固時間進行了數(shù)值計算,其結(jié)果顯示鑄坯內(nèi)部柱狀晶與等軸晶之間存在局部凝固時間的較大差異,這一現(xiàn)象將導致該位置處SDAS的突增,這也與本工作的SDAS測量結(jié)果相符。圖6為實際鑄坯由表面至中心的部分凝固組織,左側(cè)為柱狀晶區(qū),其二次枝晶比較細密,右側(cè)為等軸晶區(qū),其二次枝晶較為粗大。在2者交接區(qū)域,存在SDAS的突增現(xiàn)象并伴隨著SDAS的最大增加率,此時,凝固組織二次枝晶發(fā)生了由細密到粗大的轉(zhuǎn)變,即CET轉(zhuǎn)變。

圖6

圖6鑄坯內(nèi)部由表面至中心凝固組織典型形貌特征變化

Fig.6Typical morphological changes of the solidified structure from the surface to the center of the billet

Hunt[8]提出的CET判定模型為：

式中,N0為非均質(zhì)形核密度,m–3；ΔTN為形核所需過冷度,℃；ΔTC為枝晶尖端過冷度,可表示為：

式中,V為枝晶尖端移動速率,mm/min；C0為合金溶質(zhì)質(zhì)量分數(shù),%；D為溶質(zhì)元素在液相中的擴散系數(shù)；m為液相線斜率；k為溶質(zhì)分布系數(shù)；Γ為Gibbs-Thomson參數(shù)。此處,根據(jù)前人研究結(jié)果[26]假設(shè)ΔTN在CET情況下相比于ΔTC可忽略不計,則有：

且式(5)所示Hunt模型可簡化為：

觀察式(9)所示CET判據(jù)可知,由鑄坯表面至中心,當G小于式(9)右邊所計算某一值時,可認為鑄坯內(nèi)部發(fā)生CET。對于同一鋼種,C0及A可近似認為是常數(shù),則CET的判斷僅與V和N0有關(guān)。其中,V可近似認為是圖5所計算的變化過程,即由柱狀晶至等軸晶整體呈現(xiàn)增加的趨勢,在其過程中間存在短時間的降低。同時,根據(jù)Hunt[8]提出的“機械阻塞”準則可知,柱狀晶前沿等軸晶粒體積分數(shù)達到一定程度后便阻斷柱狀晶的生長,這一準則在一定程度上意味著CET發(fā)生時柱狀晶前沿非均質(zhì)形核密度可能發(fā)生突增。因此,Hunt[8]模型本質(zhì)上也是對生長速率變化以及非均質(zhì)形核密度由柱狀晶區(qū)向等軸晶區(qū)突增的描述。由于形核密度與枝晶間距的變化具有相似凝固條件[27],故從凝固理論角度來看這與本研究中枝晶間距的突增現(xiàn)象是基本一致的。然而,實際碳鋼連鑄坯內(nèi)部非均質(zhì)形核密度的確定較為困難,相比之下,SDAS的測量則較為簡便直觀且方法較為成熟。

基于以上分析,本工作基于鑄坯內(nèi)部SDAS突增現(xiàn)象,采用SDAS最大增加率原則對連鑄坯內(nèi)部CET起始位置進行確定,主要過程如圖7所示。對于鑄坯橫斷面上任一位置,由鑄坯表面至中心依次挑選典型枝晶,并采用截線法計算SDAS。隨后,根據(jù)式(10)計算由表面至中心相鄰SDAS之間的增加率,當SDAS最大增加率出現(xiàn)時,認定前一個枝晶末端為CET起始點。

圖7

圖7基于SDAS變化的鑄坯CET判斷過程示意圖

Fig.7Schematic of billet CET determination based on the SDAS change (dSi—SDAS of typical dendrite)

式中,RSDAS代表SDAS增加率；dSi代表典型枝晶SDAS,μm；d(Si+ 1)代表相鄰且更靠近中心的典型枝晶SDAS,μm。

3.2 CET位置準確性

根據(jù)上述CET確定新方法對2塊鑄坯CET位置進行確定,結(jié)果如表4所示。由表可知,No.2鑄坯各位置所確定CET位置較No.1鑄坯均更接近鑄坯表面,即No.2鑄坯等軸晶區(qū)更大,這與二維溫度場分析結(jié)果相符。同時,按照表4所示結(jié)果在實際鑄坯凝固組織中對CET計算位置進行標注,結(jié)果如圖8所示。由圖可知,所計算CET起始位置與實際鑄坯凝固組織特征相吻合,即CET計算位置外側(cè)為柱狀晶組織,內(nèi)側(cè)為混晶組織。

表4No.1和No.2鑄坯橫斷面CET位置測量結(jié)果

Table 4Measurement results of the CET position on the cross section of billets No.1 and No.2

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圖8

圖8No.1和No.2鑄坯CET計算位置

Fig.8Calculated CET positions of actual billets No.1 (a) and No.2 (b)

為了更為定量地對計算所得CET位置進行驗證,將2塊鑄坯各CET計算位置平均值與溫度梯度拐點位置進行對比,可知No.1和No.2鑄坯CET位置測量平均值與溫度梯度拐點值對應(yīng)程度分別為93.5%和91.7% (最大相對誤差為8.3%)。隨后,將CET計算位置與生長速率突降區(qū)間進行對比,可知2塊鑄坯橫斷面各位置處計算所得CET位置均處于生長速率突降區(qū)間內(nèi)。由此對比結(jié)果可知,SDAS出現(xiàn)最大增加率位置與溫度梯度拐點位置、凝固組織生長速率波動區(qū)間位置基本吻合,結(jié)合前文分析,可以將其作為連鑄坯CET位置判斷的依據(jù)。

綜上所述,本工作對SCM440冷鐓鋼連鑄坯橫斷面不同位置處SDAS進行測量分析,基于典型枝晶SDAS最大增加速率建立了連鑄坯CET位置定量判斷的新方法：將鑄坯內(nèi)部典型枝晶SDAS最大增加率的起始點作為CET的起始位置。將新方法測量結(jié)果與鑄坯內(nèi)部凝固組織以及傳熱參數(shù)的數(shù)值計算結(jié)果進行對比,證明了該方法的有效性。基于連鑄坯實際凝固組織的CET定量判斷新方法可以為實際生產(chǎn)中連鑄坯低倍質(zhì)量評價以及工藝參數(shù)改進提供指導。

4結(jié)論

(1) 冷鐓鋼鑄坯內(nèi)部CET位置處存在典型枝晶SDAS的突增現(xiàn)象,并基于此提出了將典型枝晶SDAS最大增加率起始位置作為鑄坯CET起始位置的新方法。

(2) 采用新方法對所選鑄坯CET位置進行計算并據(jù)此判斷2塊鑄坯等軸晶區(qū)分布情況,可知2塊鑄坯等軸晶區(qū)分布情況與實際凝固組織觀察結(jié)果相符,且計算所得鑄坯CET位置與鑄坯橫斷面實際凝固組織特征轉(zhuǎn)變位置相吻合。同時,將計算所得CET位置與溫度場數(shù)值計算結(jié)果進行對比,可知計算所得2塊鑄坯CET平均位置與溫度梯度變化拐點的最大相對誤差為8.3%,各CET計算位置均落在生長速率突降區(qū)間內(nèi),即本工作所提出的CET定量判定新方法是有效的。此方法使鑄坯CET位置判定結(jié)果更為準確,有利于鑄坯質(zhì)量的精細化控制。