軸承鋼大方坯凝固組織模擬

2021-04-01 06:20:08白雪松孫彥輝

工業加熱 2021年2期

李翔，白雪松，孫彥輝

(1.南京鋼鐵股份有限公司科技質量部，江蘇南京 210035； 2.北京科技大學，北京 100083)

GCr15中碳含量達到1.0%、鉻含量為1.45%作為一種高碳鉻合金鋼，由于其高碳的特性，兩相區長度較寬，容易出現裂紋、偏析和疏松等缺陷[1]。而鑄坯凝固組織的致密度可以在一定程度上反映鑄坯內部質量的好壞，柱狀晶致密度和等軸晶致密度與鑄坯缺陷(裂紋、偏析、疏松)有著緊密的關系，因此有必要對鑄坯凝固組織的致密度進行研究。本文利用ProCAST中元胞自動機-有限元耦合模型(CAFE法)，對320 mm×480 mmGCr15軸承鋼大方坯凝固組織進行數值模擬，并研究了不同工藝條件(拉速、過熱度)對鑄坯柱狀晶和中心等軸晶致密度的影響。

1 模型的建立

CAFE法是有限元法FE與元胞自動機法CA的耦合，是在枝晶生長動力學的基礎上，對鑄坯的溫度場分布、柱狀晶和等軸晶的形態變化進行模擬計算的[2]。

1.1 形核模型

模擬采用由Rappaz[3]等提出的基于高斯分布的連續形核模型，該模型忽略枝晶破碎和液相表面氧化等形式形成的晶粒核心，同時忽略液相流動對晶粒形核的影響，在給定的過冷度ΔT條件下，給出了晶粒密度n(ΔT)隨過冷度的變化[4]，如下所示：

(1)

式中，某一過冷度ΔT下晶粒密度n(ΔT)可通過積分得到，計算公式如下所示：

(2)

式中：ΔT為鋼液過冷度，K；nmax為最大形核密度，面形核密度單位為m-2；ΔTσ為形核過冷度標準方差；ΔTmax為平均形核過冷度。

1.2 枝晶生長模型

在實際金屬凝固過程中，晶體的生長不僅受到動力學過冷的影響，而且還受成分過冷的影響。枝晶尖端的總過冷度ΔT由以下四方面能量組成[5]：

ΔT=ΔTc+ΔTt+ΔTr+ΔTk

(3)

式中：ΔTc為成分過冷度，℃；ΔTt為熱力學過冷度，℃；ΔTr為固-液界面曲率過冷度，℃；ΔTk為生長動力學過冷度，℃。式(3)中的ΔTt、ΔTr、ΔTk項在大多數合金中都可以不予考慮。本模型中采用KGT[6]模型計算枝晶尖端生長速度，其主要關系式為

(4)

(5)

(6)

(7)

(8)

式中：Γ為Gibbs-Thomas系數；D為擴散系數；m為液相線斜率；k為分配系數；c0為鋼液初始濃度；G為溫度梯度；Ω為溶質過飽和度；Pe為貝克來數；將式(4)～式(8)聯立并擬合后便可得到枝晶尖端生長速度的數學表達式：

v(ΔT)=a2ΔT2+a3ΔT3

(9)

式中：ΔT為過冷度，℃；a2、a3為擬合三次多項式的系數。

1.3 模擬參數的選擇

本次模擬采用平面移動法，選取平面為鑄坯橫截面，其大小為320 mm×480 mm。表1為GCr15中主要成分。采用ProCAST軟件中CAFE模塊進行凝固組織模擬，在整個模擬過程中Gibbs-Thompson系數[7]取3×10-7m·K；而對于具體形核參數的選擇如表2中數據所示；鋼中C、Mn、P、S、Si、Cr等元素對模擬結果的影響也納入考慮，對于溶質元素參數[8-10]選擇如表3所示。ProCAST軟件的CAFé模塊可以通過表3中的數據計算得出枝晶尖端生長動力學參數，其結果為a2=1.364×10-6m·s-1·K-3、a3=6.367×10-7m·s-1·K-3。

表1 鋼種的主要成分 %

表2 高斯分布參數

表3 主要溶質元素參數

2 模型的驗證

2.1 溫度場模擬結果的驗證

采用CAFé法對鑄坯凝固組織進行模擬，首先要計算出鑄坯溫度場的模擬結果。因此要驗證凝固組織模型的準確性，首先要對凝固傳熱模型的準確性進行驗證。圖1為溫度場模擬結果與紅外測溫結果的對比圖。圖1中分別顯示了鑄坯窄面及角部溫度變化的模擬結果，與在距彎月面10、12、14、16 m處鑄坯窄面及角部的紅外測溫結果。從圖1中可以看到兩者結果基本吻合，溫度場模擬結果較為準確。

圖1 溫度場模擬結果與紅外測溫結果

2.2 凝固組織模擬結果驗證

依照實際生產過程中的連鑄工藝參數(拉速0.54 m/min、過熱度18 ℃、比水量0.16 L/kg)對ProCAST軟件中CAFé模塊進行設置，模擬出的鑄坯微觀組織形貌如圖2(a)所示，鑄坯經過熱酸侵蝕后的低倍組織如圖2(b)所示，可以看到圖2(a)、圖2(b)兩圖在柱狀晶區與等軸晶區比例上基本一致，模擬結果較為準確。

圖2 模擬結果與實際低倍結果

3 結果分析與討論

3.1 凝固組織模擬結果分析

采用切片的方式將鑄坯切分為若干個片層，通過對比不同片層間晶粒的變化規律的方式對鑄坯凝固組織進行研究。具體切片結果如圖3所示，從鑄坯橫截面一邊開始向著鑄坯中心方向每隔2 mm截取一個長80 mm、寬30 mm的截面，至鑄坯橫截面中心處結束。

圖3 切片示意圖

鑄坯的致密度可以通過比較平均晶粒半徑來衡量，即相同面積下平均晶粒半徑越小，其致密度越大。柱狀晶長軸與短軸相差較大，因此選擇柱狀晶縱斷面致密度研究，可以在一定程度上反映一次枝晶間距的大小；而等軸晶長軸與短軸大小基本一致，因此可以選擇橫截面致密度作為等軸晶致密度來研究。圖4為不同位置縱斷面晶粒數目、平均晶粒半徑、最大晶粒面積隨距表面距離的變化情況。從圖4中可以看出：在鑄坯表面附近縱斷面晶粒數目最多，在激冷層晶粒數目急速減少，在柱狀晶區晶粒數目減小的速度開始放緩，當CET轉變結束后等軸晶區晶粒數目雖仍有一定下降的趨勢但變化極??；平均晶粒半徑在鑄坯表面附近最小，在凝固初期平均晶粒半徑迅速增大，而在隨后的柱狀晶區增大速度放緩，在等軸晶區平均晶粒半徑基本保持在一定范圍內上下浮動；隨著凝固時間的增長，最大晶粒面積在激冷層迅速增大，在柱狀晶區增大速度放緩并在隨后的混晶區有明顯的下降，在等軸晶區最大晶粒面積的變化在整體上呈增大的趨勢。鑄坯凝固過程中CET轉變最先在距離鑄坯表面49 mm處發生，整個CET轉變過程在距離鑄坯表面86 mm處結束。

圖4 不同位置縱斷面晶粒數目、平均晶粒半徑、最大晶粒面積

3.2 柱狀晶致密度研究

工藝參數的改變會引起鑄坯凝固組織發生改變，使得鑄坯柱狀區范圍不同，為了避免表層細小等軸晶區和中心等軸晶區的影響，選取距鑄坯表面15～45 mm的柱狀晶為研究對象，研究不同工藝參數對鑄坯柱狀晶致密度的影響，模擬尺寸如圖5所示。

圖5 柱狀晶區模擬具體位置

圖6(a)為過熱度對鑄坯柱狀晶區的影響，從圖6(a)中可以看出隨著過熱度的增大，柱狀晶尺寸增大。圖6(b)為所選柱狀晶區域模擬統計結果，可以看出隨著過熱度的增大，相同面積下，柱狀晶橫斷面平均晶粒半徑由1.613 03 mm增加到1.637 30 mm，其中在過熱度為22 ℃時平均晶粒半徑最小為1.602 22 mm。圖7為鑄坯柱狀晶區不同位置縱斷面晶粒平均半徑變化情況，從圖中可以看出，過熱度增加，同一位置柱狀晶平均半徑增大，柱狀晶縱斷面致密度減?。辉较蜩T坯內部，柱狀晶平均半徑越大。

圖6 過熱度變化對柱狀晶區的影響

圖7 過熱度變化對平均晶粒半徑的影響

拉速對柱狀晶區的影響如圖8(a)所示。圖8(b)為不同拉速條件下柱狀晶區橫斷面模擬統計結果。從圖中可以看出，平均晶粒半徑整體上隨拉速的增大而增大，且拉速從0.5 m/min提升到0.54 m/min，平均晶粒半徑增長的最大，由此可得保持拉速在0.5 m/min以下能獲得較大的柱狀晶致密度。

圖8 拉速變化對柱狀晶區的影響

3.3 等軸晶致密度研究

鑄坯等軸晶區的致密度等軸晶晶粒的長軸與短軸基本一致，因此平均晶粒半徑也可以在一定程度上反映等軸晶晶粒的大小。不同工藝條件下等軸晶比例不同，為了避免柱狀晶影響，選取所有工藝條件下鑄坯公共等軸晶區為研究對象，如圖9所示，選取中心區域面積為80 mm×80 mm為研究對象。

圖9 中心等軸晶模擬具體位置

圖10(a)為不同過熱度下鑄坯中心等軸晶區凝固組織模擬結果。圖10(b)為不同過熱度下中心等軸晶凝固組織模擬統計結果，從圖10(b)中可以看出，當過熱度由18 ℃增加到30 ℃，平均晶粒半徑由1.944 99 mm減小到1.911 44 mm。鑄坯中心等軸晶致密度隨過熱度的增大而增大。

圖10 過熱度變化對等軸晶區的影響

圖11(a)為不同拉速下鑄坯中心等軸晶區凝固組織模擬結果。圖11(b)為不同拉速下中心等軸晶凝固組織模擬統計結果，從圖11(b)中可以看出隨著鑄坯拉速的增加，平均晶粒半徑整體上呈上升趨勢，但變化不大，拉速的變化對平均晶粒半徑影響較小。當拉速由0.45 m/min增加到0.6 m/min，平均晶粒半徑僅由1.940 2 mm增加到1.940 9 mm。