劉千里，李向明，蔣業(yè)華，周 榮

?

工藝條件對大規(guī)格TC4扁錠連鑄過程固液界面的影響

劉千里，李向明，蔣業(yè)華，周 榮

(昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650093)

利用有限元方法對電子束冷床熔煉大規(guī)格TC4扁錠連續(xù)凝固過程溫度場進行計算分析，研究不同鑄造工藝條件下熔池形貌特征以及固液界面曲率的變化，并且定量地給出固相線和液相線位置以及糊狀區(qū)深度的變化規(guī)律。結(jié)果表明：隨著澆注溫度的升高，TC4扁錠的液相線和固相線深度加深、寬度變寬，而固相線與液相線之間的糊狀區(qū)變窄；隨著拉錠速度的加快，熔池加深變寬，糊狀區(qū)逐漸變寬，溫度梯度變小，固相率逐漸減少；但拉錠速度對固液界面形貌的影響相對于澆注溫度的影響更為顯著，在本計算模擬條件下，拉錠速度應(yīng)控制在3.5×10?4 m/s以下。

大規(guī)格TC4扁錠；連續(xù)凝固；澆注溫度；拉錠速度

鈦合金具有密度小、比強度高以及耐蝕能力好等一系列優(yōu)異的綜合性能，在航空航天以及艦船等工業(yè)部門獲得了廣泛的應(yīng)用[1?3]。隨著現(xiàn)代航空航天技術(shù)的進步，為了滿足高性能航空發(fā)動機的需求，對航空航天工程所用鈦材的質(zhì)量要求越來越高，因此，生產(chǎn)出純凈優(yōu)質(zhì)的鈦合金鑄錠顯得尤為重要[4]。采用傳統(tǒng)的真空自耗電弧熔煉(VAR)方法并不能徹底消除夾雜和偏析等冶金缺陷，而且對廢料的利用率極低，大大增加了TC4合金的應(yīng)用成本[5?6]。

電子束冷床熔煉(EBCHM)始于1963年，因為可以很好地解決鈦合金中的高低密度夾雜等問題，所以在20世紀(jì)80年代末已被國際上廣泛應(yīng)用，作為一種生產(chǎn)潔凈鈦及鈦合金的新型熔煉技術(shù)[7?8]。電子束冷床熔煉與VAR方法不同，其將熔化、精煉和結(jié)晶3個過程分開。本實驗中冷床爐為美國RETECH公司生產(chǎn)的大型EB爐，總功率為3200 kW，共有4支電子槍。圖1所示為3200 kW電子束冷爐床工作示意圖。由圖1可知，熔煉前開啟真空系統(tǒng)對加料室和爐體進行抽真空，當(dāng)進料系統(tǒng)真空度達(dá)0.4～0.8Pa、主熔煉冷床真空度達(dá)0.05～0.8Pa時，開啟進料系統(tǒng)將海綿鈦或合金料首先進行熔化和初步精煉，再流入精煉區(qū)進行精煉，消除原料中可能混雜的高低密度夾雜物，最后在水冷坩堝內(nèi)冷凝成鑄錠。其中，電子槍1主要負(fù)責(zé)原料熔煉，電子槍2負(fù)責(zé)熔煉及初精煉，電子槍3負(fù)責(zé)二次精煉及溢流口位置，電子槍4可以控制TC4扁錠液面保持一定的澆注溫度，負(fù)責(zé)結(jié)晶成型。隨著熔化持續(xù)進行，凝固的TC4扁錠在拉錠機構(gòu)的作用下以一定的拉錠速度不斷從坩堝底部被拉出，最終形成一個整體扁錠。

圖1 3200 kW電子束冷爐床工作示意圖

在連續(xù)鑄造凝固過程中保持小曲率的固液界面和窄的糊狀區(qū)是消除或降低大尺寸鈦合金鑄錠的宏觀偏析等缺陷的關(guān)鍵所在[9?10]。在連續(xù)凝固過程中，不同的工藝參數(shù)決定了鑄錠不同的固液界面形貌，而固液界面處曲率的變化是引起合金濃度差異以及糊狀區(qū)枝晶組織粗化(Ostwald熟化現(xiàn)象)的動力學(xué)因素[11]。因此，本文作者利用有限元數(shù)值計算方法對大規(guī)格TC4扁錠電子束冷床熔煉的最后階段即連鑄凝固過程進行數(shù)值模擬，結(jié)合實際生產(chǎn)中現(xiàn)有的工藝參數(shù)(澆注溫度為1700 ℃和拉錠速度為1000 kg/h即2.844×10?4 m/s)，研究不同工藝條件下的固液界面曲率、固相線和液相線位置以及糊狀區(qū)深度的變化規(guī)律，為實際生產(chǎn)出優(yōu)質(zhì)的軋制用方坯提供理論依據(jù)。

1 數(shù)學(xué)模型

1.1 鑄錠凝固傳熱模型

電子束冷床熔煉鈦合金鑄錠的連鑄凝固過程示意圖如圖2所示。鑄錠凝固成形時的熱量傳輸過程采用Fourier-Kirchhoff方程表示：

對上述方程兩邊關(guān)于溫度進行求導(dǎo)后得到：

將式(4)和式(2)代入式(1)可得到：

本文作者應(yīng)用熱焓法對鈦合金扁錠凝固過程的熱擴散方程進行求解溫度場。除了鈦合金扁錠中存在傳熱之外，同樣結(jié)晶器的熱量傳輸過程采用非穩(wěn)態(tài)導(dǎo)熱偏微分方程表示：

圖2 鈦合金扁錠連鑄凝固過程示意圖

1.2 邊界條件

在實際生產(chǎn)中，電子槍4在TC4扁錠表面以一定的頻率和功率持續(xù)掃描，使扁錠液面保持一定的澆注溫度，本實驗中設(shè)定電子槍加熱的溫度為均勻的確定值0。熔融的TC4扁錠在水冷結(jié)晶器內(nèi)凝固后，以一定的速度隨著拉錠機構(gòu)向下移動。邊界條件設(shè)置如下：

1) 在結(jié)晶器外的邊側(cè)處進行水冷，即當(dāng)1?2＜＜1，或時：

式中：為邊界處外法線單位向量；0為換熱系數(shù)，0=5000 W/(m2?K)；0為水流溫度，0=288 K。

2) 在結(jié)晶器內(nèi)與鈦合金扁錠的界面處，即當(dāng)1?2≤≤0，或時：

式中：結(jié)晶器與鈦合金鑄錠界面的換熱系數(shù)=2000 W/(m2?K)。

3) 在結(jié)晶器外的鈦合金扁錠的側(cè)表面處為空冷，即當(dāng)＜1?2，，或時：

式中：1=10 W/(m2?K)，周圍環(huán)境溫度1=293 K。

4) 在結(jié)晶器和鈦合金扁錠的其他表面上均設(shè)置絕熱條件，即。

2 計算前處理

金屬凝固過程的傳熱分析常用的數(shù)值計算方法有有限差分法、有限元法、有限體積法和直接差分法等。本文作者應(yīng)用有限元數(shù)值計算方法對上述建立的模型求解溫度場，將鑄錠和結(jié)晶器的導(dǎo)熱過程在空間和時間上進行離散化處理?？紤]到在一定的工藝條件下，TC4扁錠凝固過程從非穩(wěn)態(tài)到達(dá)穩(wěn)態(tài)的變化過程中溫度場分布結(jié)果是唯一確定的，因此，為了減少扁錠到達(dá)穩(wěn)態(tài)的計算時間，初始溫度設(shè)置如下：TC4扁錠為800 ℃、結(jié)晶器為20 ℃。本實驗中應(yīng)用ProCAST熱分析計算程序求解微分方程，以一定的網(wǎng)格大小(長寬與厚度的比值來表征)和1 s的時間步長來保證數(shù)值計算的收斂性和精確性。

2.1 實體建模及網(wǎng)格劃分

應(yīng)用有限元軟件中的MeshCAST模塊建立三維幾何模型并劃分面網(wǎng)格，由面網(wǎng)格拉伸生成六面體網(wǎng)格。由于在TC4扁錠溫度場結(jié)果分析中，在此，主要研究結(jié)晶器內(nèi)固液界面形貌的變化規(guī)律，因此，在滿足計算精度的同時為了減小模擬時間及存儲空間，對靠近結(jié)晶器的TC4鑄錠上端300 mm進行網(wǎng)格細(xì)化(網(wǎng)格為10 mm×10 mm×5.34 mm)，而其余鑄錠的網(wǎng)格劃分較為粗大(網(wǎng)格為10 mm×10 mm×28.33 mm)。結(jié)晶器和鑄件幾何體網(wǎng)格劃分完畢后，總的網(wǎng)格數(shù)為302784，其中，面網(wǎng)格數(shù)為42160，體網(wǎng)格數(shù)為260624。結(jié)晶器厚度=72 mm，鑄錠液面距離結(jié)晶器上表面1=103 mm，結(jié)晶器高度2=216 mm，鑄錠寬度1=1000 mm，鑄錠厚度2=200 mm，鑄錠總長度為2000 mm(見圖3)。

圖3 三維有限元模型示意圖

2.2 參數(shù)設(shè)置

鑄件材料為TC4鈦合金，其熱物性參數(shù)通過ProCAST熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫計算而得，液相線為1650℃，固相線為1600℃，其他各物理參數(shù)如圖4所示。結(jié)晶器為銅，密度為8360.5 kg/m3，其他各物理參數(shù)如圖5所示。

圖4 TC4熱物性參數(shù)隨溫度的變化關(guān)系

圖5 純銅的熱物性參數(shù)隨溫度的變化關(guān)系

3 分析與討論

由于在大規(guī)格TC4扁錠連續(xù)鑄造的凝固過程中，無論是晶粒形核還是組織生長，溫度場都起了很重要的作用。圖6所示為結(jié)晶器內(nèi)固液界面形貌示意圖，其中在完全液相區(qū)內(nèi)連接所有枝晶前端的等溫線為液相線(見圖6中黑色顯示)，在完全沒有液相時的臨界點的連線為固相線(見圖6中黃色顯示)。在液相線之上，為合金液相單相區(qū)；在固相線以下，合金全部已結(jié)晶完畢，為固相單相區(qū)；在液相線和固相線之間，合金已經(jīng)開始結(jié)晶，但結(jié)晶過程尚未結(jié)束，為固液兩相共存區(qū)(糊狀區(qū))。而糊狀區(qū)越寬，靠近固相線的小晶體很容易發(fā)展成為發(fā)達(dá)的樹枝晶，從而在糊狀區(qū)內(nèi)形成一定數(shù)量的晶體骨架以及有少量液體殘留在枝晶中，因此未凝固的液體被完全封閉隔離在獨立的小熔池內(nèi)。隨著冷卻的繼續(xù)進行，未凝固的液體將發(fā)生液態(tài)收縮和凝固收縮，已凝固的枝晶則發(fā)生固態(tài)收縮。由于熔池金屬的液態(tài)收縮和凝固收縮之和大于其固態(tài)收縮，兩者之差引起的細(xì)小空洞又得不到外部液體的補充，因而在相應(yīng)部位便形成了分散性的細(xì)小縮孔，即縮松。合金的糊狀區(qū)越寬，產(chǎn)生的縮松傾向就越大。因此，獲得不同的工藝參數(shù)與合金糊狀區(qū)寬度的定量關(guān)系可以實現(xiàn)對大規(guī)格TC4扁錠的縮松縮孔等缺陷的有效調(diào)控提供重要理論依據(jù)。

圖6 結(jié)晶器內(nèi)固液界面形貌示意圖

通過對溫度場的模擬計算，可以得到固液界面形貌、溫度梯度、等溫線的形狀和分布等特征。本實驗中設(shè)置6種不同的拉錠速度(1×10?4、2×10?4、2.5×10?4、2.844×10?4、3×10?4和3.5×10?4 m/s)和6種不同的澆注溫度(1680、1690、1700、1710、1720和1730 ℃)，分別對大規(guī)格TC4扁錠連鑄過程進行數(shù)值模擬，研究其溫度場的分布、固液界面處的曲率變化以及固相線、液相線和糊狀區(qū)深度的變化規(guī)律。

3.1 不同拉錠速度下的溫度場分布

圖7(a)所示為TC4扁錠在拉錠速度為2.844×10?4 m/s、澆注溫度為1700 ℃的工藝條件下，凝固過程最終達(dá)到穩(wěn)態(tài)后的溫度場分布圖(面的切片圖)，以不同的顏色表示不同的等溫線。如圖7(b)所示，紅色為液相區(qū)，橙色區(qū)域為固液兩相區(qū)，橘黃色及其他顏色為不同溫度的固相區(qū)。紅色與橙色之間的等溫線為液相線，橙色與橘黃色之間的等溫線為固相線。不同工藝條件下的溫度場結(jié)果顯示，固液界面形貌相同，鑄錠兩側(cè)為曲率不同的平滑曲線，中間部分的固、液相線均為平滑的直線。其中：1和2分別表示TC4扁錠中間部分的固相線深度和液相線深度。在一定的澆注溫度(1700 ℃)條件下，分別對1×10?4、2×10?4、2.5×10?4、2.844×10?4、3×10?4和3.5×10?4 m/s 6種不同拉錠速度的TC4扁錠連續(xù)鑄造凝固過程進行模擬計算。圖7(c)所示為列出不同拉錠速度的1和2測量值以及糊狀區(qū)深度值(1?2)。可以看出：當(dāng)拉錠速度由1×10?4 m/s增加到3.5×10?4 m/s時，熔池深度由2.08 cm增加到10.06 cm(鈦液上表面與結(jié)晶器下表面距離為11.3 cm)，為了避免熔體超出結(jié)晶器下端而發(fā)生泄露等安全隱患，因此實際生產(chǎn)中的拉錠速度應(yīng)控制在3.5×10?4 m/s以下。

圖7 溫度場分布和固液相線深度隨拉錠速度變化圖

對于一定成分的合金來說，從熔體中生長晶體，必須在固液界面前沿建立必要的溫度梯度，以獲得某種晶體形態(tài)的凝固組織，所以在連鑄凝固過程中，固液界面處溫度梯度對連續(xù)凝固有著非常重要的影響。圖8所示用最小二乘法直線擬合出隨著拉錠速度變化的1和2離散點，由圖8可知：隨著拉錠速度的提高，固相線與液相線之間的糊狀區(qū)逐漸變寬，容易引起縮孔縮松等凝固缺陷。而固相線與液相線的溫度差是一定的，因此隨著拉錠速度的提高，糊狀區(qū)的溫度梯度逐漸減小。這是由于在實際連續(xù)凝固過程中，TC4扁錠的表面由電子槍持續(xù)加熱，使得熔體的總能量不斷增加，而拉錠速度的增加使得上層熔體傳遞熱量時間減少，如此則必然導(dǎo)致溫度梯度的減小。

圖8 h1和h2隨著拉錠速度的變化關(guān)系

圖9所示為不同拉錠速度下TC4扁錠凝固的液相線和固相線特征。由圖9可知：隨著拉錠速度的提高，液相線和固相線位置逐漸加深變寬，扁錠兩側(cè)的固相線和液相線斜率不斷增大。合金凝殼的主枝晶半徑和二次枝晶臂間距隨著拉錠速度增加而逐漸增加，凝固組織變得粗大[15]。而隨著拉錠速度的減小，固液界面形狀由下凹向平直演變，固液界面彎角處的曲率不斷減小，從而可以大幅減小鑄錠中的宏觀偏析等缺陷。因此，在大規(guī)格TC4連續(xù)凝固過程中應(yīng)適當(dāng)減小拉錠速度。

圖9 不同拉錠速度的液相線和固相線特征

圖10所示為固相率隨著拉錠速度的變化關(guān)系。由圖10可知，隨著拉錠速度的提高，TC4扁錠的固相率逐漸降低。因為拉錠速度越慢，與拉錠方向垂直的鑄錠橫截面的冷卻效率就越高，導(dǎo)致熔池越淺，固相率越高。則液相率隨著拉錠速度的降低而降低,而液相體積的增多有利于提高合金熔體的流動性。因此，拉錠速度的增加不僅可以提高實際生產(chǎn)效率，還可以減少鑄造缺陷。

圖10 固相率隨著拉錠速度的變化關(guān)系

3.2 不同澆注溫度下的溫度場分布

澆注溫度的大小是凝固過程中傳熱的基礎(chǔ)，不同熔池表面過熱度對固液兩相區(qū)的溫度梯度有著重要的影響。為研究澆注溫度對大規(guī)格TC4扁錠凝固過程溫度場的變化規(guī)律，本文作者在一定的拉錠速度(2.844×10?4 m/s)下，分別對1680、1690、1700、1710、1720和1730 ℃ 6種不同澆注溫度下的TC4鈦合金凝固過程進行模擬計算。在模擬過程達(dá)到穩(wěn)態(tài)后，用最小二乘法直線擬合出固相線深度1、液相線深度2以及糊狀區(qū)深度(1?2)，如圖11所示，隨著澆注溫度的升高，固相線和液相線的深度加深，固相線與液相線之間的糊狀區(qū)變窄，從1680 ℃升高到1730 ℃時，糊狀區(qū)從2.84 cm減小到2.65 cm。因此，在不同的工藝參數(shù)對固液界面形貌的影響中，澆注溫度的變化相對于拉錠速度的變化影響較小。

圖11 h1、h2以及糊狀區(qū)深度隨著澆注溫度的變化關(guān)系

為了更直觀地看出固液界面形貌隨著澆注溫度的變化情況，現(xiàn)將不同澆注溫度的TC4鑄錠液相線和固相線數(shù)據(jù)提取出來繪制在同一張圖上，如圖12所示?？梢钥闯?，隨著澆注溫度的提高，液相線和固相線的深度加深、寬度增加。所以降低澆注溫度，扁錠的固液界面彎角處曲率減小，從而可以降低鈦合金鑄錠的宏觀偏析，提高扁錠的鑄造質(zhì)量。并且，TC4(Ti-6Al-4V)中Al元素在高溫下蒸氣壓高(比鈦的高4個數(shù)量級)，所以Al元素在高溫真空中的揮發(fā)很嚴(yán)重[16]，因此，降低過熱度可以有效減少易揮發(fā)元素的損失量。但過熱度的降低同時會使液態(tài)金屬的流動性降低，導(dǎo)致澆不足和冷隔等缺陷的產(chǎn)生。因此，應(yīng)合理地降低澆注溫度，這樣不僅有利于提高大規(guī)格TC4扁錠的生產(chǎn)質(zhì)量，也可以減少結(jié)晶坩堝內(nèi)Al元素的揮發(fā)損失量，以提高合金成分的精確性。

圖12 不同澆注溫度的液相線和固相線形貌：

4 結(jié)論

1) 在相同的澆注溫度下，隨著拉錠速度的提高，大規(guī)格TC4扁錠的固相線和液相線位置加深變寬，糊狀區(qū)逐漸變寬，容易形成縮松縮孔等凝固缺陷。而且溫度梯度減小，固相率逐漸減少。因此，在本計算模擬條件下，保證生產(chǎn)效率的同時，為了生產(chǎn)出性能優(yōu)良的大規(guī)格TC4扁錠，拉錠速度應(yīng)控制在3.5×10?4m/s以下。

2) 在相同的拉錠速度下，隨著澆注溫度的升高，大規(guī)格TC4扁錠的液相線和固相線的位置加深變寬，而糊狀區(qū)變窄。因此，澆注溫度的降低，可以減小鑄錠中的宏觀偏析，從而有利于提高大規(guī)格TC4扁錠的質(zhì)量，還可以降低易揮發(fā)元素Al的損失量，進而有效地提高鈦合金鑄錠中元素的精確性。

3) 工藝條件對大規(guī)格TC4扁錠連鑄過程固液界面形貌的影響中，拉錠速度的變化相對于澆注溫度的變化影響更為顯著，因此拉錠速度是影響固相線和液相線位置及糊狀區(qū)深度的重要因素。

REFERENCES

[1] C.萊茵斯, M.皮特爾斯. 鈦與鈦合金[M]. 陳振華, 譯. 北京: 化學(xué)工業(yè)出版社, 2005: 1?28. LEYENS C, PETERS M. Titanium and titanium alloys[M]. CHEN Zhen-hua, transl. Beijing: Chemical Industry Press, 2005: 1?28.

[2] 王鼎春. 高強鈦合金的發(fā)展與應(yīng)用.中國有色金屬學(xué)報[J]. 2010, 20(S1): s958?s963. WANG Ding-chun. Development and application of high-strength titanium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(S1): s958?s963.

[3] 丁 輝, 曹占元, 史亞鳴, 張玉勤, 蔣業(yè)華, 周 榮. 高速線材軋制Ti-6Al-4V合金小規(guī)格棒材的熱處理工藝[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2015, 25(9): 2396?2402. DING Hui, CAO Zhan-yuan, SHI Ya-ming, ZHANG Yu-qin, JIANG Ye-hua, ZHOU Rong. Study on heat treatment process of small size bar of Ti-6Al-4V alloys by high-speed rolling[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(9): 2396?2402.

[4] 金和喜, 魏克湘, 李建明, 周建宇, 彭文靜. 航空用鈦合金研究進展[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2015, 25(2): 280?292. JIN He-xi, WEI Ke-xiang, LI Jian-ming, ZHOU Jian-yu, PENG Wen-jing. Research development of titanium alloy in aerospace industry[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(2): 280?292.

[5] 安 紅, 劉俊玲, 范麗穎. 真空自耗電弧爐熔煉鈦鑄錠的質(zhì)量控制[J]. 世界有色金屬, 2007(8): 25?27. AN Hong, LIU Jun-ling, FAN Li-ying. Quality control in smelting titanium ingots in vacuum arc-melting furnace[J]. World Nonferrous Metals, 2007(8): 25?27.

[6] 莫 畏. 鈦鑄錠和鍛造[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2012: 73?88. MO Wei. Titanium ingot casting and forging[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2012: 73?88.

[7] 陳 峰, 陳 麗, 國 斌, 彭 強, 郭盛祥, 毛玲玲. 電子束冷床熔煉的優(yōu)與劣[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2010(S1): s873?s876. CHEN Feng, CHEN Li, GUO Bin, PENG Qiang, GUO Sheng-qiang, MAO Ling-ling. Advantages and disadvantages of electron beam cold melting[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010(S1): s873?s876.

[8] 羅 雷. TC4鈦合金電子束冷床熔煉技術(shù)研究[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2010: 2?8. LUO Lei. Research on melting technology of electron beam cold hearth of TC4 titanium alloy[D]. Xi’an: Xi’an University of Architecture and Technology, 2010: 2?8.

[9] VUTOVA K, KOLEVA E, MLADENOV G. Simulation of thermal transfer process in cast ingot at electron beam melting and refining[J]. International Review of Mechanical Engineering, 2009, 5(2): 257?265.

[10] KOLEVA E, VUTOVA K, MLADENOV G. The role of ingot crucible thermal contact in mathematical modelling of the heat transfer during electron beam melting[J], Vacuum, 2001, 62: 189?196.

[11] 彭 鵬. 定向凝固Sn-Ni包晶合金糊狀區(qū)熔化與凝固行為[D]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2013: 3?21. PENG Peng. Melting and solidification behaviour in the mushy zone of directionally solidification Sn-Ni peritectic alloy[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2013: 3?21.

[12] 胡漢起, 金屬凝固原理[M]. 北京: 機械工業(yè)出版社, 2000: 14?18. HU Han-qi. Metal solidification principle[M]. Beijing: China Machine Press, 2000: 14?18.

[13] KURZ W, FISHER D J. 凝固原理[M]. 李建國. 胡僑丹,譯. 北京: 高等教育出版社, 2010: 142?151. KURZ W, FISHER D J. Fundamental of solidification[M]. LI Jian-guo, HU Qiao-dan, transl. Beijing: Higher Education Press, 2010: 142?151.

[14] DESBIOLLS J L, DROUX J J, RAPPAZ J, RAPPAZ M. Simulation of solidification of alloys by the finite element method[J]. Computer Physics Reports, 1987, 6(1/6): 371?383.

[15] 雷文光，于蘭蘭，毛小南，羅 南, 張英明, 侯智敏. 電子束冷床熔煉TC4鈦合金連鑄凝固過程數(shù)值模擬[J]，中國有色金屬學(xué)報, 2010, 20(S1): s381?s386. LEI Wen-guang, YU Lan-lan, MAO Xiao-nan, LUO Nan, ZHANG Ying-ming, HOU Zhi-min. Numerical simulation of TC4 titanium alloy during EBCHM casting solidification process[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(S1): s381?s386.

[16] 毛小南, 羅 雷, 于蘭蘭, 雷文光. 電子束冷床熔煉工藝參數(shù)對TC4鈦合金Al元素?fù)]發(fā)的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2010, 20(S1): s419?s424. LEI Wen-guang, YU Lan-lan, MAO Xiao-nan, LUO Nan, ZHANG Ying-ming, HOU Zhi-min. Numerical simulation of TC4 titanium alloy during EBCHM casting solidification process[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(S1): s419?s424.

Effect of process condition on solid liquid interface during continuous solidification process of large scale TC4 titanium alloy slab ingot

LIU Qian-li, LI Xiang-ming, JIANG Ye-hua, ZHOU Rong

(School of Materials Science and Engineering, Kunming University of Science and Technology, Kunming 650093, China)

The continuous solidification process of the large scale TC4 titanium alloy during electron beam cold hearth melting was computational analyzed by using finite element method in order to study the temperature field distribution, which focused on the feature of the molten pool and the change of curvature of solid-liquid interface at the different process conditions. In addition, it is quantitatively given that the relationship of the situation of solidus and liquidus and the depth of mushy zone with different process conditions. The results show that under the same pulling speed, the deepening and widening of the liquidus and solidus of the TC4 titanium alloy slab ingot are caused by increasing of pouring temperature. While with the increase of pouring temperature, the mushy zone between liquidus and solidus shallows. Under the same pouring temperature, the deepening and widening of the molten pool and the mushy zone, reducing of the temperature gradient and decreasing of the solid fraction are caused by increasing of pulling speed. However, the effect of pulling speed on the solid-liquid interface morphology is more remarkable than pouring temperature, the pulling speed should be controlled under 3.5×10?4m/sin this computational condition.

large scale TC4 titanium alloy; continuous solidification casting; pouring temperature; pulling speed

Project(2013FC001) supported by Applied Basic Research of Yunnan Province, China; Project (2015J031) supported by Science Research Foundation of the Education Department of Yunnan Province, China; Project(2014DFR70810) supported by International Science and Technology Cooperation Program of China

2015-10-12; Accepted date:2016-03-07

LI Xiang-ming; Tel: +86-13658712695; E-mail: lixm@kmust.edu.cn

1004-0609(2016)-08-1641-08

TG146.2

A

云南省應(yīng)用基礎(chǔ)研究重大項目(2013FC001)；云南省教育廳科學(xué)研究基金項目(2015J031)；國家國際科技合作專項項目(2014DFR70810)

2015-10-12；

2016-03-07

李向明，副教授，博士；電話：13658712695；E-mail: lixm@kmust.edu.cn

(編輯 龍懷中)