連鑄板坯全冶金長度凝固形貌

王鑫，孟祥寧，黃爍，朱苗勇

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連鑄板坯全冶金長度凝固形貌

王鑫，孟祥寧，黃爍，朱苗勇

(東北大學(xué) 冶金學(xué)院，遼寧 沈陽， 110819)

采用移動邊界法計算低碳鋼連鑄板坯全冶金長度溫度場，利用CAFE耦合模型模擬其凝固行為，考察過熱度和拉坯速度對板坯寬面中心溫度、橫斷面微觀組織形貌及二次枝晶臂間距等影響，并計算二次枝晶臂間距與冷卻速度關(guān)系及碳元素中心偏析。研究結(jié)果表明：過熱度和拉坯速度降低均能使寬面中心溫度和中心二次枝晶臂間距下降，而拉坯速度的影響更為顯著；拉坯速度越高中心等軸晶率越高，晶粒半徑越小，利于提高連鑄板坯質(zhì)量，過熱度對中心等軸晶率及晶粒半徑影響較??；二次枝晶臂間距在固液兩相區(qū)生成并增大，二次枝晶臂間距與冷卻速度之間呈指數(shù)關(guān)系；連鑄板坯中心偏析區(qū)域呈島狀分布在中心線上，最大偏析指數(shù)為1.14，中心部位負(fù)壓抽吸臨近枝晶間富積溶質(zhì)鋼液導(dǎo)致中心線附近形成負(fù)偏析。

連鑄板坯；寬面中心溫度；微觀組織形貌；二次枝晶臂間距；碳偏析

鋼液在結(jié)晶器中初步冷卻凝固成具有一定外形尺寸的連鑄坯殼，其凝固前沿微觀組織粗化易導(dǎo)致偏析，使其易沿柱狀晶開裂而形成內(nèi)裂紋、皮下氣孔和夾雜等質(zhì)量缺陷[1]。連鑄板坯出結(jié)晶器進(jìn)入二冷區(qū)，當(dāng)二冷冷卻制度不理想時，在結(jié)晶器中形成的表面缺陷會繼續(xù)擴(kuò)展；溫升和溫降速度過大，易形成皮下裂紋[2?3]：因此，研究板坯凝固過程和微觀組織形成規(guī)律，對于冶金生產(chǎn)中合理制定連鑄工藝，改善連鑄坯質(zhì)量具有重要指導(dǎo)作用[4]。國內(nèi)外學(xué)者對連鑄坯凝固行為進(jìn)行了大量研究，HUANG等[5]系統(tǒng)研究了鋼液流動和傳熱對連鑄坯凝固過程的影響，分析了拉坯速度、過熱度和結(jié)晶器散熱對流場的影響，促進(jìn)了連鑄坯流場方面研究。LOUHENKILPI等[6]忽略連鑄坯寬度方向?qū)幔⒘怂矐B(tài)連鑄坯縱斷面上二維連鑄坯導(dǎo)熱方程，從而瞬態(tài)導(dǎo)熱方程在連鑄過程中得到發(fā)展。SEDIAKO等[7]忽略小方坯拉坯方向散熱，建立各個時刻連鑄坯橫斷面二維非穩(wěn)態(tài)凝固導(dǎo)熱模型，進(jìn)一步完善了二維連鑄坯凝固導(dǎo)熱模型。蔡開科[8]建立一維非穩(wěn)態(tài)連鑄坯凝固傳熱模型，計算出連鑄坯結(jié)晶器凝固過程傳熱行為。PAPPAZ等[9?10]預(yù)測了從柱狀晶到等軸晶的轉(zhuǎn)變并得到試驗驗證，把有限元方法(finite element，F(xiàn)E)與元胞自動機(jī)模型(cellular automaton，CA)耦合起來，建立了(宏觀?微觀)元胞自動機(jī)模型(CAFE耦合模型)，即CAFE。WANG等[11?13]應(yīng)用CAFE模型耦合鋼液澆注、溫度場、流場、縮孔、疏松，實現(xiàn)對易切削鋼9SMn28鑄件組織的模擬。馮軍等[14?15]研究出過熱度、二冷強(qiáng)度和電磁攪拌技術(shù)對一次枝晶間距、二次枝晶間距及一次枝晶間距和二次枝晶間距比值的影響。程明濤等[16]研究了冷卻速率對45鋼二次枝晶間距的影響。PIEXER等[17]研究了C含量對二次枝晶間距的影響。結(jié)晶壓力、熔體超溫處理及磷偏析與二次枝晶間距的關(guān)系也有相應(yīng)研究[18?20]。這些研究僅對連鑄過程中某一段展開深入分析。本文作者針對連鑄板坯全冶金長度凝固行為，計算低碳鋼寬面中心溫度、橫斷面微觀組織形貌、二次枝晶臂間距和碳元素中心偏析。通過設(shè)置不同的工藝參數(shù)，考察過熱度和拉坯速度對板坯寬面中心溫度、微觀組織形貌和二次枝晶臂間距的影響，并分析結(jié)果以優(yōu)化工藝參數(shù)。

1 模型建立

1.1 形核模型

利用連續(xù)而非離散的分布函數(shù)來描述晶粒密度變化，分布函數(shù)由式(1)高斯分布[21]確定：

(1)

過冷度為Δ時，積分求得晶粒密度為

式中：Δ為枝晶尖端總過冷度，K；Δmax為平均形核過冷度，K；ΔT為形核過冷度標(biāo)準(zhǔn)方差，K；max為正態(tài)分布積分所得到的最大形核密度；為晶粒密度。

枝晶尖端過冷度是晶粒形核和長大的前提條 件[22?23]，其總過冷度Δ為

(3)

式中：Δc為成分過冷度，K；Δt為熱力學(xué)過冷度，K；Δr為固液界面曲率過冷度，K；Δk為生長動力學(xué)過冷度，K。

合金的Δt，Δr和Δk都較小，可以忽略不計，柱狀晶和等軸晶的生長速度用KGT模型計算，得到枝晶尖端生長速度多項式：

(4)

式中：2和3為多項式系數(shù)，此系數(shù)可由CAFE模塊計算得出。

1.2 工藝模型

考慮到連鑄過程的連續(xù)重復(fù)性，模擬時選取厚度為6 mm的切片為研究對象，如圖1所示，采用移動邊界法計算該切片。本文的凝固過程是從結(jié)晶器入口到矯直區(qū)完全凝固處，考慮到結(jié)構(gòu)對稱性，取切片斷面的1/4進(jìn)行研究，利用Procast中mesh-2D模塊對切片劃分二維網(wǎng)格，如圖2所示。本文所用連鑄機(jī)參數(shù)見表1。

圖1 模型示意圖

單位：mm

圖2 網(wǎng)格劃分示意圖

Fig. 2 Schematic of grid division

表1 連鑄機(jī)參數(shù)

1.3 邊界條件

1.3.1 結(jié)晶器傳熱

根據(jù)結(jié)晶器冷卻水流量及進(jìn)出口處溫差，可以求出結(jié)晶器平均熱流密度：

(5)

(6)

式中：為時間，s；為距結(jié)晶器入口距離，m；c為拉坯速度，m/min；和為熱平衡系數(shù)。

1.3.2 二冷區(qū)換熱

將連鑄板坯從二冷區(qū)入口至二冷區(qū)出口依次分為7個區(qū)域，各區(qū)域采用不同的水冷強(qiáng)度[24]。

1區(qū)換熱系數(shù)為

2~7區(qū)換熱系數(shù)為

式中：為換熱系數(shù)，W/(m?2·k)；為噴射水流密度，L/(m2·s)。

1.3.3 輻射換熱

空冷區(qū)域連鑄坯與周圍環(huán)境的輻射換熱可由下式表示：

式中：r為輻射換熱熱流密度，W·m2；為玻爾茲曼常數(shù)；為表面輻射系數(shù)；b為板坯表面溫度，℃；a為環(huán)境溫度，℃。

1.4 工藝參數(shù)

以低碳鋼成分見表2。

表2 低碳鋼成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

WANG等[11?13]對鋼坯各項形核參數(shù)進(jìn)行對比模擬，闡述高斯形核分布參數(shù)對微觀結(jié)構(gòu)的影響。對比其結(jié)果得出低碳鋼在本連鑄條件下形核參數(shù)，設(shè)計形核參數(shù)見表3。

基于上述模型，計算求得連鑄坯出二冷區(qū)時寬面中心溫度和二次枝晶臂間距與實測結(jié)果對比，分別如表4和表5所示。由表4和表5可知，其相對誤差在允許范圍之內(nèi)，故此模型具備應(yīng)用性。

表3 形核參數(shù)

注：下標(biāo)s和v分別代表連鑄坯表面和連鑄坯內(nèi)部區(qū)域。

表4 溫度的計算值與測量值對比

表5 枝晶間距的計算值與測量值對比

2 結(jié)果與分析

2.1 寬面中心溫度

2.1.1 溫度變化規(guī)律

在過熱度為25 ℃，拉坯速度為0.8 m/min前提下，連鑄板坯斷面溫度分布云圖如圖3(a)所示，其中圖(1)~(4)分別為距彎月面0.8，4.7，7.8和14.2 m的斷面溫度分布圖。由圖3(a)可知：隨著凝固進(jìn)行，板坯斷面溫度逐漸下降。其中，角部溫度下降較快，這是由于角部區(qū)域受到寬面和窄面冷卻水的雙重冷卻，冷卻強(qiáng)度大。板坯從結(jié)晶器入口到二冷區(qū)出口的寬面中心溫度變化情況如圖3(b)所示。由圖3(b)可知：在60 s之前(即結(jié)晶器內(nèi))寬面中心溫降速率較快，60 s后板坯進(jìn)入二冷區(qū)，溫降速率變慢。寬面中心溫度在二冷區(qū)各段交界處出現(xiàn)回升現(xiàn)象，這是由于鋼水凝固過程中發(fā)生了明顯物相變化，在此過程中釋放大量的凝固潛熱，板坯從前一冷卻區(qū)到下一冷卻區(qū)的過程中，冷卻水量減少，冷卻強(qiáng)度變小，所以，傳遞到坯殼的凝固潛熱不能及時散失，導(dǎo)致寬面中心溫度回升。

(a) 斷面溫度分布；(b) 溫度變化規(guī)律距彎月面距離/m：(1) 0.8；(2) 4.7；(3) 7.8；(4) 14.2

2.1.2 工藝參數(shù)影響

在連鑄板坯拉坯速度為0.8 m/min，冷卻條件不變前提下，澆注鋼液過熱度對寬面中心溫度的影響如圖4(a)所示。由圖4(a)可知：在凝固時間相同的情況下，過熱度由35 ℃降至15 ℃，寬面中心溫度相應(yīng)降低約13 ℃；過熱度平均每降低10 ℃，寬面中心溫度降低約6.5 ℃。具體原因為：當(dāng)拉坯速度和冷卻條件不變時，過熱度越高，連鑄坯冷卻速率越慢，凝固得越少，連鑄坯寬面中心溫度越高。

當(dāng)鋼液過熱度為25 ℃時，拉坯速度對連鑄坯寬面中心溫度的影響如圖4(b)所示。由圖4(b)可以看出：拉坯速度由1.0 m/min減至0.6 m/min，連鑄坯寬面中心溫度降低約100 ℃；拉坯速度每降低0.1 m/min，寬面中心溫度平均降低約25 ℃。這是由于隨著拉坯速度降低，連鑄板坯在冷卻區(qū)停留時間變長，從而相對冷卻強(qiáng)度變大，通過相同距離時，溫降增大，故隨著拉坯速度降低，板坯寬面中心溫度降低。

2.2 微觀組織形貌

2.2.1 斷面分布

當(dāng)過熱度為25 ℃，拉坯速度為0.8 m/min時，連鑄板坯斷面微觀組織形貌如圖5所示。鋼液倒入結(jié)晶器后，由于結(jié)晶器壁處散熱速率快且有大量非均勻形核基底，故在表層形成細(xì)晶區(qū)。此后，結(jié)晶器壁被液態(tài)金屬及凝固釋放的結(jié)晶潛熱加熱，溫度升高，已凝固的細(xì)晶區(qū)與結(jié)晶器壁之間產(chǎn)生縫隙，使鋼液散熱較困難，導(dǎo)致鋼液冷卻變慢，固液界面溫度梯度變小，晶粒生長方向沿著熱流方向，柱狀晶生成。隨著柱狀晶的生長，板坯中心部位液態(tài)金屬溫度降到液相線以下，滿足形核對過冷度的要求，加上液態(tài)金屬中雜質(zhì)為非均勻形核提供條件，于是，在整個液態(tài)金屬中形成晶核，此時鋼液向不同方向散熱，晶核在不同方向上的生長速度均勻，等軸晶出現(xiàn)并長大。

(a) 過熱度影響；(b) 拉坯速度影響

距彎月面距離/m：(a) 0.8；(b) 4.7；(c) 7.8；(d) 14.2

2.2.2 工藝參數(shù)影響

鋼水過熱度和連鑄坯拉坯速度是保證連鑄產(chǎn)量和連鑄坯質(zhì)量的關(guān)鍵工藝參數(shù)。鑒于此，以過熱度15，25和35 ℃，拉坯速度0.8 m/min為條件進(jìn)行模擬，結(jié)果如圖6所示；以過熱度25 ℃，拉坯速度0.6，0.8和1.0 m/min為條件進(jìn)行模擬，結(jié)果如圖7所示。具體表現(xiàn)為：過熱度增大和拉坯速度減小，都會使中心等軸晶率減小。對比圖6和圖7可得：拉坯速度變化對中心等軸晶率的影響較過熱度大。在工業(yè)生產(chǎn)中，為了獲得較高的等軸晶率，根據(jù)過熱度和拉坯速度對等軸晶率的影響，應(yīng)采取低過熱度以及高拉坯速度，但是，若過熱度過低，則連鑄坯雜質(zhì)較多，連鑄坯質(zhì)量下降；拉坯速度過高會使連鑄坯溫度升高，坯殼厚度變薄，出現(xiàn)拉漏。

2.2.3 工藝參數(shù)對等軸晶率影響

中心等軸晶率隨過熱度和拉坯速度變化分別見圖8。可見：1) 過熱度由15 ℃升至35 ℃，中心等軸晶率減小約11.5%。2) 拉坯速度由0.6 m/min增至1.0 m/min，中心等軸晶率增長約23.8%。其原因是：1) 過熱度增大，連鑄坯中雜質(zhì)被大量溶解，非均勻形核基底減少，使形核參數(shù)發(fā)生變化，最大形核密度減小，導(dǎo)致等軸晶率降低。2) 當(dāng)鋼液過熱度增大時，結(jié)晶前沿形成的成分過冷區(qū)會變小，這樣就更利于柱狀晶的生長，抑制中心等軸晶生長。3) 拉坯速度增大，連鑄坯在冷卻區(qū)停留時間變短，相對冷卻強(qiáng)度變小，柱狀晶前沿固液混合區(qū)溫度梯度減少，促進(jìn)晶體的形核和長大，從而中心等軸晶率提高。

過熱度/℃：(a) 15；(b) 25；(c) 35

拉坯速度v/(m?min?1)：(a) 1.0；(b) 0.8；(c) 0.6

(a) 過熱度影響；(b) 拉坯速度影響

2.2.4 工藝參數(shù)對晶粒半徑影響

圖9所示為過熱度和拉坯速度對晶粒半徑影響。由圖9可知：1) 過熱度升高，晶粒半徑逐漸增大，由過熱度為15 ℃時842.7 μm增至過熱度為35 ℃時879.2 μm。2) 拉坯速度增大，晶粒半徑減小，由 0.6 m/min時892.2 μm減至1.0 m/min時的821.7 μm。具體原因為：1) 過熱度越高，非均勻形核數(shù)目越少，單位體積晶核數(shù)目越少，每個晶粒相對生長空間變大，因而最終晶粒平均半徑越大。2) 拉坯速度越高，連鑄坯相對冷卻強(qiáng)度變低，柱狀晶前沿固液混合區(qū)溫度梯度越小，過冷區(qū)范圍變寬，形核率增大，單位體積中晶核數(shù)目越多，每個晶粒相對生長空間變小，因而，晶粒長大后，平均半徑越小。

(a) 過熱度影響；(b) 拉坯速度影響

2.3 二次枝晶臂間距

2.3.1 斷面分布

二次枝晶臂間距是相鄰2個二次枝晶臂軸線之間的距離，其依賴連鑄板坯局部凝固時間，具體示意圖如圖10(a)所示。當(dāng)過熱度為25 ℃，拉坯速度為 0.8 m/min時，計算出連鑄板坯斷面二次枝晶臂間距分布見圖10(b)，(1)~(4)分別為距彎月面0.8，4.7，7.8和14.2 m的二次枝晶臂間距斷面分布圖。由圖10可知，二次枝晶臂間距在液相區(qū)時為0，在固相中，隨著凝固的進(jìn)行，間距不變，只在固液兩相區(qū)生長，二次枝晶臂間距從板坯表面到中心逐漸增大，由表面的20.7 μm增至板坯中心的103.7 μm。具體原因為：連鑄板坯靠近表面部分冷卻強(qiáng)度較大，冷卻速度較快，固液兩相區(qū)持續(xù)時間較短，凝固時間較短；當(dāng)連鑄坯凝固前沿向中心部位移動時，由于潛熱的釋放使冷卻強(qiáng)度變小，從而完全凝固所用時間變長。

2.3.2 變化規(guī)律

為研究板坯某點二次枝晶臂間距變化規(guī)律，取距連鑄坯表面85 mm處某點并以過熱度25 ℃，拉坯速度0.8 m/min為條件進(jìn)行模擬，結(jié)果如圖11所示。二次枝晶臂間距的變化具體表現(xiàn)為： 1) 二次枝晶臂間距在0~500 s時間段內(nèi)為0 m，這是由于過熱度存在，連鑄坯未凝固，沒有二次枝晶生成，故間距為0 m。 2) 從500 s開始，凝固前沿到達(dá)85 mm處，二次枝晶開始生長并粗化，二次枝晶臂間距逐漸增大，其增長速度逐漸變慢。其原因可歸結(jié)為：溶質(zhì)濃度梯度的存在將促使溶質(zhì)擴(kuò)散，其結(jié)果將造成細(xì)枝晶臂溶解和粗枝晶臂增厚粗化。起初液相前沿有較大過冷度，冷卻速率較快，液相流動性也好，故枝晶間距增長較快。隨著凝固的進(jìn)行，結(jié)晶潛熱釋放使凝固前沿溫度梯度變小，過冷度變小，枝晶生長緩慢，粗化效果也變緩慢，其次溫度降低也使糊狀區(qū)流動性變差，溶質(zhì)流動減緩，細(xì)小枝晶不易被溶解，粗大枝晶也不易繼續(xù)增粗。 3) 從780 s后，連鑄板坯全部凝固，二次枝晶臂間距也停止增大。

(a) 二次枝晶臂間距示意圖；(b) 二次枝晶臂間距斷面分布距彎月面距離/m：(1) 0.8；(2) 4.7；(3) 7.8；(4) 14.2

圖11 二次枝晶臂間距變化規(guī)律

2.3.3 工藝參數(shù)影響

在連鑄坯拉坯速度0.8 m/min，冷卻條件不變前提下，改變澆注鋼液過熱度，對連鑄坯二次枝晶臂間距影響如圖12(a)所示。在18 mm之前，隨著過熱度降低枝晶臂間距變化不大；18 mm之后，過熱度由35 ℃降至15 ℃，變化量不超過6 μm，過熱度由35 ℃降至25 ℃，變化量不超過3 μm。其原因是：1) 連鑄坯表面部位冷卻強(qiáng)度較大，過熱度升高對其凝固時間影響較小，故二次枝晶臂間距變化較小。2) 過熱度提高，連鑄坯凝固時需要散出更多熱量，在冷卻條件一定的情況下，凝固時間隨之延長，故二次枝晶臂間距增大。

在過熱度為25 ℃，拉坯速度為0.6，0.8，1.0 m/min條件下模擬出二次枝晶臂間距變化情況如圖12(b)所示。從圖12(b)可見：在18 mm之前，隨著拉坯速度增加，枝晶臂間距變化不大；18 mm之后，拉坯速度由1.0 m/min減至0.6 m/min，枝晶臂間距減小約13 μm，過熱度由1.0 m/min減至0.8 m/min，枝晶臂間距減小約6 μm。原因可歸結(jié)為：拉坯速度增大，連鑄坯在冷卻區(qū)停留時間變短，相對冷卻強(qiáng)度變小，從而連鑄坯凝固過程中需要更長時間，有利于枝晶粗化，故隨著拉坯速度增大，二次枝晶臂間距也隨之增大。二次枝晶臂間距增大易使連鑄坯偏析變得嚴(yán)重，為了減小偏析，連鑄坯的工藝參數(shù)應(yīng)采取低過熱度、低拉坯速度。

(a) 過熱度影響；(b) 拉坯速度影響

2.3.4 二次枝晶臂間距與冷卻速度的關(guān)系

連鑄板坯二次枝晶臂間距依賴固液兩相區(qū)冷卻速度和非平衡凝固時間，EI-BEALY等[25?26]依據(jù)碳含量的取值范圍分別采用冷卻速度和局部凝固時間f來計算二次枝晶臂間距。YOUNG-MOK等[27]根據(jù)不同研究者在不同冷卻速率和鋼種碳含量條件下的實測數(shù)據(jù)，通過擬合回歸得到二次枝晶臂間距計算式，綜合以上研究二次枝晶臂間距與冷卻速度的函數(shù)關(guān)系可歸結(jié)為：

式中：和為常數(shù)；為冷卻速度，℃·s?1；f為非平衡凝固溫度區(qū)間，℃；Δs為合金局部凝固時間，s。

計算出二次枝晶臂間距與冷卻速度的對應(yīng)關(guān)系并采用Origin軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)擬合回歸處理如圖13 所示。

圖13 二次枝晶臂間距與冷卻速度的關(guān)系

由圖13可得低碳鋼連鑄板坯二次枝晶臂間距與冷卻速度之間的擬合函數(shù)關(guān)系為

= 36.31?0.35(12)

2.4 碳元素中心偏析

當(dāng)過熱度為25 ℃，拉坯速度為0.8 m/min時，計算出連鑄板坯凝固末端橫斷面上碳元素分布情況，如圖14所示。由圖14可知：1) 碳元素分布由表層紫色逐漸過渡到中心紅色，碳元素在中心處呈現(xiàn)較明顯正偏析帶，中心處碳偏析指數(shù)可達(dá)1.14。2) 板坯大部分區(qū)域偏析指數(shù)約為1.02，在距板坯中心19 mm處，偏析指數(shù)突然上升。3) 碳元素在中心線附近形成負(fù)偏析帶。具體原因為：1) 板坯凝固界面附近選分結(jié)晶及凝固末期枝晶間富含溶質(zhì)鋼液流動和積累而形成中心偏析。2) 凝固末期板坯中心部位凝固收縮成孔洞，產(chǎn)生負(fù)壓，中心部位附近枝晶間富集合金元素的鋼液向中心補(bǔ)縮，從而在中心線附近出現(xiàn)負(fù)偏析帶。3) 柱狀晶凝固前沿由于選分結(jié)晶緣故，元素富積在柱狀晶前沿，當(dāng)柱狀晶與等軸晶相遇時，由于等軸晶粒生長方向無序性會影響溶質(zhì)傳輸，造成溶質(zhì)元素聚集在兩種組織的交界處形成正偏析。

由圖14(a)還可知：碳元素中心偏析區(qū)域分布在連鑄板坯中心線上，但偏析區(qū)域并不連續(xù)，而是呈分散的島狀分布。模擬結(jié)果與許志剛等[28]對管線鋼半宏觀偏析的實驗結(jié)果吻合。

(a) 碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分布；(b) 碳元素偏析指數(shù)

3 結(jié)論

1) 二冷區(qū)各段交界處出現(xiàn)溫度回升現(xiàn)象。角部區(qū)域溫度下降較快。拉坯速度和過熱度降低均能使連鑄板坯寬面中心溫度降低，過熱度從35 ℃降至15 ℃，板坯寬面中心溫度降低約13 ℃，拉坯速度從 1.0 m/min減至0.6 m/min，板坯寬面中心溫度降低約 100 ℃，對比得出拉坯速度影響較過熱度大。

2) 過熱度由35 ℃降至15 ℃，中心等軸晶率從23.7%升至35.2%，晶粒半徑減小36.5 μm。拉坯速度由1.0 m/min減至0.6 m/min，中心等軸晶比率從47.5%降至23.7%，晶粒半徑增大70.5 μm。為得到較高比率的等軸晶和較小的晶粒半徑，應(yīng)采用低過熱度、高拉坯速度。

3) 液相區(qū)二次枝晶臂間距為零，隨著凝固進(jìn)行，枝晶臂間距逐漸增大，直到局部區(qū)域凝固完全，枝晶臂間距停止增大。連鑄板坯斷面上從表面到中心，凝固時間變長，二次枝晶臂間距逐漸增大。過熱度降低和拉坯速度減小，均能使二次枝晶臂間距變小。

4) 由于鋼液凝固過程的選分結(jié)晶，鋼液中碳元素含量逐漸升高，后凝固的鋼液中碳元素含量較高，形成偏析。碳元素在板坯中心處偏析最嚴(yán)重，在中心線附近形成負(fù)偏析。碳元素中心偏析區(qū)域并不連續(xù)，而是成島狀分布在板坯中心線上。

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(編輯 趙俊)

Solidification morphology for full metallurgical length ofcontinuous casting slab

WANG Xin, MENG Xiangning, HUANG Shuo, ZHU Miaoyong

(School of Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

Steel solidification for continuously cast low carbon slab was calculated using a coupled model of CAFE in combination with the temperature distribution in the full metallurgical length, which was predicted by the moving boundary method. Further, the influences of steel superheat and casting speed on the central temperature of slab wide-surface, morphology of slab section and secondary dendritic arm spacing were investigated, and the relationship between arm spacing and cooling rate of steel as well as the central carbon segregation of slab were analyzed. The results show that the decreases of superheat and casting speed lead to the reductions of central temperature and arm spacing, and the impact from casting speed is more significant. Ratio of equiaxed zone increases with casting speed and the grain radius decreases, and it is conducive to improve the continuous casting slab quality, while the superheat does not have significant effect on casting speed and grain radius. Secondary dendritic arm spacing is formed and increased in mushy zone, and it presents an exponential trend with cooling rate. Central carbon segregation distributes in the central line of slab in the form of islands, and the maximum segregation index reaches 1.14. Enriched solute elements around the dendrites are pumped into the steel by negative pressure and then generate the negative segregation.

continuous casting slab; center temperature of wide surface; morphology; secondary dendritic arm spacing; carbon segregation

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.12.004

TF777

A

1672?7207(2017)12?3160?10

2016?12?10；

2017?03?26

國家自然科學(xué)基金資助項目(51004031)；中央高校基本科研業(yè)務(wù)費資助項目(N140205002)(Project(51004031) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(N140205002) supported by the Fundamental Research Funds for the Central Universities)

孟祥寧，博士，副教授，從事高品質(zhì)鋼連鑄研究；E-mail：mengxn@smm.neu.edu.cn