結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)數(shù)值模擬及對(duì)高速鋼電渣錠碳化物的影響

鄧南陽(yáng)，施曉芳，陳佳順，常凱華，于雯春，王建軍，常立忠?

1) 安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院，馬鞍山 243002 2) 馬鞍山鋼鐵股份有限公司，馬鞍山 243000

高速工具鋼合金含量較高，兩相區(qū)溫差較大，凝固過程十分復(fù)雜，元素偏析嚴(yán)重，導(dǎo)致鑄態(tài)組織中易產(chǎn)生不均勻和尺寸粗大的碳化物，直接影響高速工具鋼的性能. 為了消除碳化物對(duì)高速鋼性能的不利影響，常常需要進(jìn)行多次熱變形. 即使如此，有些大尺寸的碳化物在多次熱變形后仍不能完全消除，導(dǎo)致高速工具鋼的耐磨性、紅硬性、韌性等性能大幅度地下降，嚴(yán)重影響使用壽命.

為了改善高速鋼的凝固質(zhì)量，細(xì)化碳化物組織，冶金工作者進(jìn)行了大量的基礎(chǔ)研究和技術(shù)開發(fā)工作. （1）提高冷卻速率[1?2]. 最典型的應(yīng)用實(shí)例之一就是電渣重熔[3?4]. 由于重熔過程較高的凝固速度，可明顯改善鋼的凝固質(zhì)量，但是隨著電渣錠直徑的增加，芯部冷卻減弱，仍出現(xiàn)大塊的、不均勻的碳化物. 因此，電渣重熔高速鋼對(duì)電渣錠的直徑有嚴(yán)格限制. （2）粉末冶金[5?6]. 能夠細(xì)化晶粒，均勻組織，可從根本上解決偏析問題. 但是粉末冶金工藝過程過于繁瑣、生產(chǎn)流程長(zhǎng)，成本高，生產(chǎn)效率低. （3）在高速鋼母液中加入變質(zhì)劑，如Mg，Re等元素[7?9]. Mg能夠改善鋼的質(zhì)量，而且微量的Mg就能達(dá)到效果，對(duì)碳化物的控制也有益處，但由于鎂的蒸氣壓很高，在煉鋼溫度下極易氣化，造成鎂的收得率很難得到保證；Re也能夠改善高速鋼凝固質(zhì)量，但是其改善凝固質(zhì)量的機(jī)理沒有統(tǒng)一的說法. 特別是當(dāng)高速鋼經(jīng)過電渣重熔后，鋼中的鎂或稀土很難得到保證. 因此，低成本的有效提高高速鋼凝固質(zhì)量成了眾多冶金工作者共同目標(biāo).

基于以上的問題，本文設(shè)計(jì)了結(jié)晶器可旋轉(zhuǎn)的雙極串聯(lián)電渣重熔裝置，在前期的研究基礎(chǔ)上[10?11]，以M2高速鋼為研究對(duì)象，通過數(shù)值模擬詳細(xì)研究了結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)過程的溫度場(chǎng)變化，并通過熱態(tài)高溫實(shí)驗(yàn)研究結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)速率對(duì)碳化物分布、形態(tài)、組成的影響.

1 結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)過程數(shù)值模擬

1.1 模型的簡(jiǎn)化與假設(shè)

（1）在電渣重熔過程中自耗電極插入深度始終不變且自耗電極之間的距離也始終保持不變；

（2）在電渣重熔過程中渣液面始終保持水平不變；

（3）鋼的導(dǎo)熱率、比熱容和黏度是與溫度相關(guān)的函數(shù)，其余的物性參數(shù)均為常數(shù)；

（4）渣的導(dǎo)熱率和電導(dǎo)率也是與溫度有關(guān)的函數(shù)，其余物性參數(shù)皆為常數(shù).

1.2 模型的控制方程

（1）渣池電場(chǎng)?焦耳熱模型[12].

式中：φ為電位，V；t為時(shí)間，s；r為柱坐標(biāo)半徑，m；z為柱坐標(biāo)高度，m.

渣池通電過程產(chǎn)生的焦耳熱Q可以描述為：

式中：Q為發(fā)熱密度，J·m?3；為渣池內(nèi)的電場(chǎng)強(qiáng)度，V·m?1；為渣池中的電流密度，A·m?2. 可以分別表示成：

將以上（3）和（4）代入式（2），可以得到渣池發(fā)熱密度方程：

（2）渣池連續(xù)性方程.

式中：ρ為密度，kg·m?3；為速度矢量，m·s?1；t為時(shí)間，s.

（3）渣池動(dòng)量方程.

（4）VOF多相流方程[13].

式中：α為熔渣體積分?jǐn)?shù)；t為時(shí)間，s；為速度矢量，m·s?1.

（5）凝固傳熱模型.

式中：ki為導(dǎo)熱系數(shù)，W·m?1·K?1；Cpi為比熱容，J·kg?1·K?1；ρ為密度，kg·m?3；T為溫度，K；t為時(shí)間，s；Si為內(nèi)熱源，J；r為柱坐標(biāo)半徑，m；z為柱坐標(biāo)高度，m.

1.3 計(jì)算所需的相關(guān)參數(shù)

表1為計(jì)算所需要的相關(guān)參數(shù).

1.4 計(jì)算結(jié)果與分析

（1）雙極串聯(lián)結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)過程渣池焦耳熱的分布.

表 1 計(jì)算所需相關(guān)參數(shù)Table 1 Relevant parameters required for calculation

圖 1 不同轉(zhuǎn)速下渣池的焦耳熱分布Fig.1 Joule heat distribution of slag pool with different mold-rotation speeds

圖1為不同轉(zhuǎn)速下渣池的焦耳熱分布. 無論結(jié)晶器是否旋轉(zhuǎn)，渣池內(nèi)部的焦耳熱分布規(guī)律是一致的，而且為對(duì)稱分布. 焦耳熱的最大值都存在于自耗電極之間且靠近電極一側(cè)的下部和上部，這與文獻(xiàn)中的表述一致[13?14]. 由于電渣錠電導(dǎo)率較高，因此電渣錠當(dāng)中的焦耳熱要比渣中的焦耳熱小一個(gè)數(shù)量級(jí). 電渣重熔過程中，電流優(yōu)先選擇“路徑”最短的線路（即閉合回路中電阻最小的回路）. 雙極串聯(lián)過程中，這條最短“路徑”就是電流從電極一側(cè)通過兩電極中間的熔渣回到另一電極. 由于熔渣的導(dǎo)電率要遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于鋼的導(dǎo)電率，因而焦耳熱最大值分布在兩極之間.

（2）雙極串聯(lián)結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)過程渣池溫度場(chǎng)/流場(chǎng)的分布.

圖2為渣池表面的流場(chǎng)和溫度場(chǎng)分布. 當(dāng)結(jié)晶器靜止時(shí)，幾乎所有的高溫區(qū)集中在兩根自耗電極之間，呈矩形分布；當(dāng)結(jié)晶器轉(zhuǎn)速為6 r·min?1時(shí)，高溫雖然還是在自耗電極的中間，但是在結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)的的作用下，已有部分高溫區(qū)已經(jīng)不在電極之間，向外發(fā)散，而且高溫區(qū)的形狀開始發(fā)生改變. 隨著結(jié)晶器轉(zhuǎn)速進(jìn)一步加大至13和19 r·min?1，高溫區(qū)向外發(fā)散的面積更大，同時(shí)最高溫度也降低了. 渣池的運(yùn)動(dòng)能夠?qū)囟容^低的渣帶入至高溫區(qū)，被加熱以后又被帶出. 由于渣的導(dǎo)電率、導(dǎo)熱系數(shù)與溫度有關(guān)，渣在高溫區(qū)（電流密度最大的區(qū)域）的流入與流出，導(dǎo)致了高溫區(qū)電導(dǎo)率的變化，因而，在不同轉(zhuǎn)速下溫度最大數(shù)值是不相等的.

圖 2 渣池表面的流場(chǎng)和溫度場(chǎng)隨結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)的變化Fig.2 Variations of the flow and temperature fields on the slag pool surface with different mold-rotation speeds

圖3為渣/金界面的溫度場(chǎng)和流場(chǎng)分布圖. 可以看出，結(jié)晶器靜止時(shí)，渣/金截面的高溫區(qū)在兩個(gè)自耗電極的正下方，這與單極電渣重熔不同（高溫區(qū)在渣/金界面的中心），高溫區(qū)的面積較小，溫度分布不均勻，近邊緣（沿x軸方向）與遠(yuǎn)邊緣（沿y軸方向）的溫差較大，中心溫度較低，渣/金界面的流動(dòng)較小且做無規(guī)則的流動(dòng)；當(dāng)結(jié)晶器轉(zhuǎn)速為6 r·min?1時(shí)，高溫區(qū)依然在兩個(gè)自耗電極正下方，與0 r·min?1不同的是高溫區(qū)變大，中心的溫度也升高了，邊緣與邊緣之間的溫差減小，渣/金的流動(dòng)變大并且開始作環(huán)形流動(dòng)；結(jié)晶器轉(zhuǎn)速達(dá)到13 r·min?1時(shí)，高溫區(qū)的面積進(jìn)一步增大，渣/金界面環(huán)形流動(dòng)加強(qiáng)，高溫區(qū)的位置發(fā)生了改變，開始往邊緣移動(dòng)，高溫區(qū)與邊緣還有一定的距離，邊緣與邊緣之間的溫差得到進(jìn)一步減?。划?dāng)結(jié)晶器的轉(zhuǎn)速為19 r·min?1時(shí)，高溫區(qū)的面積達(dá)到了最大值，高溫區(qū)移動(dòng)到了結(jié)晶器的邊緣，渣/金截面的溫差進(jìn)一步減小.

圖 3 渣?金界面處的流場(chǎng)和溫度場(chǎng)隨結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)的變化Fig.3 Variations of the flow and temperature fields on the slag/metal?pool interface with different mold-rotation speeds

（3）金屬熔池溫度場(chǎng)的變化.

圖4為電渣重熔過程電渣錠/渣池的縱向溫度場(chǎng)分布. 根據(jù)圖4，得出了M2高速鋼固/液相線的位置，如圖5所示.

從圖4、圖5可以看出，結(jié)晶器轉(zhuǎn)速越大，金屬熔池越淺且平，兩相區(qū)的厚度也減小. 與結(jié)晶器靜止?fàn)顟B(tài)相比（0 r·min?1），結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)時(shí)，金屬熔池深度分別降低了10.54%（19 r·min?1），8.81%（13 r·min?1）和7.38%（6 r·min?1）；兩相區(qū)的厚度分別減小了1.05%（19 r·min?1），0.94%（13 r·min?1）和0.03%（6 r·min?1）.

2 結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)熱態(tài)電渣重熔實(shí)驗(yàn)

2.1 實(shí)驗(yàn)

（1）實(shí)驗(yàn)設(shè)備及材料.

實(shí)驗(yàn)設(shè)備為結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)雙極串聯(lián)電渣重熔爐.實(shí)驗(yàn)材料為M2高速工具鋼.

（2）實(shí)驗(yàn)過程.

① 重熔啟動(dòng)：實(shí)驗(yàn)采用熱啟動(dòng)的方式啟動(dòng). 首先將CaF2和Al2O3混勻，然后用石墨坩堝盛好，放入硅鉬棒高溫爐中熔化. 當(dāng)溫度達(dá)到1650 ℃時(shí)，迅速取出倒入結(jié)晶器中，重熔開始.

② 正常重熔：重熔電壓、電流分別設(shè)定為34 V，1000 A. 當(dāng)重熔過程穩(wěn)定以后，使結(jié)晶器慢慢轉(zhuǎn)動(dòng)至設(shè)定轉(zhuǎn)速. 實(shí)驗(yàn)過程設(shè)定四個(gè)轉(zhuǎn)速：0，6，13和19 r·min?1.

③ 重熔結(jié)束：當(dāng)重熔錠達(dá)到預(yù)定高度時(shí)，緩慢降低結(jié)晶器轉(zhuǎn)速至零，斷電. 當(dāng)渣冒完全凝固后，脫模，迅速將電渣錠送入退火爐中進(jìn)行去應(yīng)力退火，退火溫度710 ℃，保溫兩個(gè)小時(shí)后，隨爐冷卻至室溫.

（3）檢驗(yàn)分析.

電渣錠取樣位置如圖6所示.

① 碳化物三維形貌分析. 采用H2O2+ HF腐蝕液，在75 ℃下腐蝕2～3 s即可. 然后采用掃描電鏡?能譜進(jìn)行檢測(cè)分析.

② 碳化物的物相分析. 委托國(guó)家鋼鐵材料測(cè)試中心進(jìn)行檢測(cè). 首先對(duì)M2鋼進(jìn)行電解萃取，電解條件為：1%四甲基氯化銨+10%乙酰丙酮甲醇溶液，電流密度為0.04～0.06 A·cm?2，溫度控制在0～5 ℃，總電流≤0.6 A. 電解完成后，收集電解殘?jiān)⑶逑锤蓛艉?，將粉末干燥并進(jìn)行X射線衍射分析.

圖 4 不同結(jié)晶器轉(zhuǎn)速下電渣錠/渣池的縱向溫度場(chǎng)分布Fig.4 Longitudinal temperature distribution of the ESR ingot and slag pool with different mold-rotation speeds

圖 5 不同轉(zhuǎn)速下液相線與固相線的位置. (a) 液相線; (b) 固相線Fig.5 Locations of liquidus and solidus phases with different mold-rotation speeds: (a) liquidus temperature; (b) solidus temperature

③ 電渣錠渣皮厚度的分析.

2.2 結(jié)果與分析

（1）渣皮厚度的統(tǒng)計(jì)分析.

圖 6 試樣切取示意圖（單位：mm）Fig.6 Schematic of sample cutting (unit: mm)

薄而均勻的渣皮不僅能夠使電渣錠表面質(zhì)量得到提高，而且也影響電渣重熔過程的傳熱. 實(shí)驗(yàn)對(duì)每個(gè)電渣錠上200塊渣皮厚度進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，如圖7所示. 可以發(fā)現(xiàn)，結(jié)晶器靜止不動(dòng)時(shí)，電渣錠的渣皮厚度分布范圍大，且分布不均勻. 隨著結(jié)晶器的旋轉(zhuǎn)，渣皮厚度變的薄而均勻. 當(dāng)結(jié)晶器轉(zhuǎn)速達(dá)到19 r·min?1時(shí)，渣皮厚度不大于1.4 mm.

圖 7 結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)速度與渣皮厚度關(guān)系Fig.7 Relationship between mold-rotation speed and slag-skin thickness

渣皮的形成過程如圖8所示. 由于結(jié)晶器側(cè)部的強(qiáng)冷，渣池中首先形成一層渣皮，渣皮的厚度除了與渣本身的物理性質(zhì)有關(guān)外，還與渣池的溫度場(chǎng)分布有關(guān). 如果渣池的高溫區(qū)位于中心部位，邊部的溫度較低，則渣皮較厚；反之相反. 傳統(tǒng)的雙極串聯(lián)電渣重熔爐，由于渣池邊部和芯部的溫差較大，導(dǎo)致渣皮較厚，表面質(zhì)量較差. 隨著結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)速度的增加，渣池的高溫區(qū)從結(jié)晶器芯部逐漸移至邊部，邊部溫度增加，渣皮厚度降低. 同樣，渣?金界面高溫區(qū)向邊部的移動(dòng)，導(dǎo)致金屬熔池的高溫區(qū)也向邊部移動(dòng)，如圖3所示. 因此，渣池中形成的渣皮會(huì)部分被高溫金屬重新熔化，進(jìn)一步降低渣皮厚度. 而渣皮厚度的減小，有利于結(jié)晶器的側(cè)部傳熱，從而可進(jìn)一步減小金屬熔池深度.

圖 8 渣皮形成過程Fig.8 Formation of slag skin during the ESR process

（2）結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)對(duì)碳化物分布及微觀形貌的影響.

M2高速鋼鑄態(tài)組織中的碳化物分布如圖9所示. 不論重熔過程結(jié)晶器是否旋轉(zhuǎn)，碳化物都成網(wǎng)狀分布，隨著結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)其形貌發(fā)生了變化. 當(dāng)結(jié)晶器靜止時(shí)，碳化物的網(wǎng)格較大，而且有大塊的碳化物聚集. 當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為6 r·min?1時(shí)，仍有大塊碳化物析出，但是網(wǎng)格開始破碎. 特別是當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度增加至19 r·min?1時(shí)，網(wǎng)格破碎明顯，且網(wǎng)格變薄.

圖10為碳化物的三維形貌圖. 結(jié)晶器靜止時(shí)，碳化物的尺寸較大，是以片狀的形態(tài)出現(xiàn)；當(dāng)結(jié)晶器轉(zhuǎn)速繼續(xù)增大至6 r·min?1和13 r·min?1時(shí)，碳化物的形貌依舊為片狀，但是隨著結(jié)晶器轉(zhuǎn)速的增大，碳化物的尺寸有所減??；當(dāng)結(jié)晶器轉(zhuǎn)速為19 r·min?1時(shí)，碳化物的微觀形貌發(fā)生變化，碳化物由很多細(xì)小的棒狀碳化物和纖維狀碳化物組成.研究已證實(shí)[15?16]，這種形狀的碳化物，在熱處理時(shí)易分解成細(xì)小的碳化物，且分解的碳化物易于球化，從而提高最終刀具中碳化物分布的均勻性.

（3）M2高速鋼中碳化物組織分析.

對(duì)0 r·min?1和19 r·min?1制備的電渣錠試樣進(jìn)行電解，并采用X射線衍射對(duì)兩個(gè)試樣萃取的碳化物粉末進(jìn)行物相分析，如圖11所示. 無論結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)與否，M2高速鋼中碳化物的類型始終不變，由M2C、MC和M6C碳化物組成；其中M2C，M6C和 MC碳化物的衍射峰依次減弱.

由圖11的結(jié)果采用直接對(duì)比的方法可以計(jì)算出各物相的相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù). 其計(jì)算方法如下[17]：

其中：wMC為 MC的相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)，IMC、IM2C、IM6C為MC、M2C、M6C衍射峰中最強(qiáng)峰的衍射強(qiáng)度，KMC、KM2C、KM6C是與待測(cè)物質(zhì)結(jié)構(gòu)相關(guān)、而與含量無關(guān)的物理量. 計(jì)算結(jié)果如圖12所示. 從中可知，當(dāng)結(jié)晶器靜止時(shí)，以M2C碳化物為主，其相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為78.05%，MC碳化相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.36%，M6C碳化物相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15.58%. 而轉(zhuǎn)速為19 r·min?1時(shí)，同樣是以M2C碳化物為主，其相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為88.54%，較上者增加了13.44%；MC碳化物相對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5.44%，而M6C碳化物減少至6.01%，減少了61.40%. 在熱處理過程中，由于M2C碳化物的高溫不穩(wěn)定性，它可以分解成更為細(xì)小的MC和M6C且利于球化，可以改善M2高速鋼中碳化物的分布；M6C碳化物為魚骨狀，在高溫下能夠保持穩(wěn)定，不易被分解，同時(shí)在軋制過程中也不易破碎，即使被破碎，也會(huì)帶有棱角和尖角，增大M2高速鋼開裂的幾率，因此M6C的降低也有利于高速鋼質(zhì)量的改善.

圖 9 不同結(jié)晶器轉(zhuǎn)速對(duì)網(wǎng)狀碳化物的影響Fig.9 Effect of different mold-rotation speeds on the carbide network

圖 10 不同結(jié)晶器轉(zhuǎn)速下碳化物的三維形貌Fig.10 Three-dimensional morphology of the carbides under different mold-rotation speeds

圖 11 結(jié)晶器轉(zhuǎn)速為0與9 r·min?1時(shí)高速鋼萃取碳化物粉末的X射線衍射圖Fig.11 XRD pattern of carbide powder obtained from high-speed steel at the mold-rotation speed 0 and 9 r·min?1

圖 12 結(jié)晶器轉(zhuǎn)速對(duì)碳化物組成的影響Fig.12 Effect of mold-rotation speed on carbide composition

圖 13 電渣重熔過程金屬熔池的界面形狀Fig.13 Interface shape of metal pool during ESR

（4）分析.

碳化物組織的細(xì)化與局部凝固時(shí)間有關(guān). 局部凝固時(shí)間（LST）標(biāo)志合金在固液兩相區(qū)的停留時(shí)間，即合金完成凝固所消耗的時(shí)間，它是評(píng)定合金顯微結(jié)構(gòu)的重要判據(jù)，決定合金一次晶軸間距、二次晶軸間距. 局部凝固時(shí)間越短，枝晶間距越小，元素偏析越輕，有利于碳化物的細(xì)化. 圖13為電渣重熔過程金屬熔池的界面形狀. 電渣重熔過程中，局部凝固時(shí)間、局部凝固速度的表達(dá)式如下[18].

式中：Vr為局部凝固速度，mm·min?1；X為兩相區(qū)寬度，mm；V為電渣重熔軸向速度，mm·min?1；LST為局部凝固時(shí)間，min；θ為局部界面的切線與界面軸向BB’的交角（圖13）.

Flemings[19]指出，局部凝固時(shí)間LST和枝晶晶軸間距d的關(guān)系為：

式中：d為晶軸間距，μm；k1、k2為常數(shù)，由合金成分確定.

從圖13可以看出，隨著結(jié)晶器的旋轉(zhuǎn)，金屬熔池深度降低，θ角度增大，由公式（12），局部凝固速度增加. 同時(shí)，兩相區(qū)厚度即X也隨著結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)速度的增加而降低. 根據(jù)公式（13），局部凝固時(shí)間減少. 根據(jù)公式（14），枝晶間距降低，元素偏析減輕.

在M2凝固過程中，由于選分結(jié)晶，當(dāng)C元素與V、Mo、Cr、W等合金元素的溶度積達(dá)到了析出的熱力學(xué)條件時(shí)，一次碳化物產(chǎn)生，并在隨后的凝固過程中長(zhǎng)大. 當(dāng)結(jié)晶器靜止時(shí)，二次枝晶間距較大，元素偏析較重，為碳化物的長(zhǎng)大提供了空間，如圖14（a）所示（PDA為一次枝晶臂；SDA為二次枝晶臂），因此碳化物的尺寸較大；當(dāng)結(jié)晶器轉(zhuǎn)速增大，枝晶間距變小，元素偏析程度減輕，碳化物生長(zhǎng)的空間受限，碳化物的長(zhǎng)大被抑制，如圖14（b），碳化物尺寸變小. 同時(shí)，由于凝固過程元素偏析程度降低，液相中滿足MC、M6C等碳化物析出的合金元素濃度降低，因此碳化物數(shù)量也相對(duì)降低. 但是在M2凝固過程中，高速鋼中不同種類的碳化物由于其形成的熱力學(xué)條件不同，其析出順序是不同的. 根據(jù)文獻(xiàn)[20]，M2凝固時(shí)，碳化物的析出順序是MC＞M6C＞M2C，即MC先析出，之后MC和M6C同時(shí)析出，最后MC、M6C和M2C同時(shí)析出. M2高速鋼中，鑄態(tài)組織中的MC主要是VC型碳化物，由于M2中V含量較低，因此冷卻速度對(duì)V偏析影響較小，從而對(duì)VC碳化物的形成影響也較小，且碳化物總量也較少. 而M6C是在凝固過程由于液相中合金元素的偏析所造成，偏析越大，M6C產(chǎn)生量越大，因此結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)導(dǎo)致的元素偏析程度降低，其生成量減少. 而M2C主要在凝固末端形成，此時(shí)凝固已接近完成，因此元素的偏析對(duì)其影響也較小. 另外，M2C碳化物中的金屬元素主要是Mo、V、W，還含有少量的Cr和Fe，這些元素在M2高速鋼中大量存在，因此M2C碳化物產(chǎn)生量較多[21].

圖 14 碳化物生長(zhǎng)示意圖. （a）ω=0；（b）ω＞0Fig.14 Schematic of carbide growth: (a) ω=0; (b) ω＞0

3 結(jié)論

（1）數(shù)值模擬結(jié)果表明，隨著結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)速度的增加，渣池的高溫區(qū)向結(jié)晶器邊部移動(dòng)，金屬熔池深度變淺，兩相區(qū)寬度降低.

（2）隨著結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)速度的增加，渣皮厚度變薄且更加均勻；網(wǎng)格破碎明顯，且網(wǎng)格變薄；碳化物由片狀改變?yōu)榧?xì)小的棒狀；碳化物的類型始終不變，由M2C、MC和M6C組成，但是M2C含量增加，MC和M6C含量降低.

（3）結(jié)晶器旋轉(zhuǎn)導(dǎo)致金屬熔池深度降低、兩相區(qū)寬度收窄，改善了凝固條件，減輕了元素偏析，使碳化物組織得以細(xì)化.