CuSi3Mn合金上引連鑄工藝參數的研究

胡玉軍， 張迎暉， 艾迪， 張兵， 曠軍平

（1. 江西理工大學材料冶金化學學部，江西 贛州 341000； 2. 江西師范高等?？茖W校航空工程學院，江西 鷹潭 335000；3. 江西廣信新材料股份有限公司，江西 鷹潭 335000）

異種金屬材料焊接技術能夠較好地發揮母材和焊材的優越性能，既可使焊件滿足實際工程需求，又可有效節約昂貴材料、降低生產成本、提高經濟效益，因而受到廣泛關注[1-3]。例如，炮彈中鋼質彈體與銅質彈帶的焊接[4]、核電站發電機中的大厚度銅件和不銹鋼蓋板的焊接[5]、航空發動機推力室結構件中鉻青銅與雙相不銹鋼的焊接[6]、汽車車身銅與鍍鋅鋼板的焊接[7]等。

汽車鍍鋅鋼板上的鍍層可對鋼材起到很好的防腐作用。例如，采用普通熔焊因溫度高而導致鋅大量蒸發，使制品出現氣孔、裂紋等焊接缺陷。采用CuSi3Mn 焊絲代替碳鋼焊絲進行熔化極惰性氣體保護焊（MIG 釬焊），焊接時對母材輸入的熱量低，母材不熔化，鍍層金屬蒸發量少，有效地提高了焊縫的抗腐蝕性，保證了鍍層鋼板良好焊接。因此，CuSi3Mn 焊絲被廣泛用于汽車、核電、國防等領域。然而，CuSi3Mn 合金在上引連鑄生產過程中，由于其凝固區間寬（約325 ℃）、黏度大，凝固時金屬液不能及時補縮，易在合金表面產生裂紋和凹坑等缺陷，嚴重時會出現斷桿而無法實現上引連鑄。

導致上引桿出現裂紋或上引失敗的因素較多[8-9]。例如：①上引溫度，溫度過高時，熔液吸入空氣的概率大，結晶時易產生氣孔，并且高溫會使熔煉成本增加；當溫度過低時，熔液黏度大、流動性差，容易形成冷隔，上引無法連續進行；②上引速度，當速度過快時，模具內熔液冷卻時間短，易出現凝固坯殼較薄、強度不足而拉斷的現象。速度較低時，有利于提高鑄坯質量，但會降低生產效率；③模具的結構直接決定了產品的尺寸，其導熱系數、表面粗糙度等因素也影響產品質量；④循環冷卻水溫、上引停拉比、結晶器插入銅液深度、熔渣純凈度等因素也決定著能否成功制得合格產品。

本研究針對CuSi3Mn 合金上引連鑄中出現產生裂紋、凹坑和斷桿等問題（如圖1 所示），結合工廠實際，通過數值模擬方法，重點研究合金成分、模具結構、上引溫度、上引速度等因素對上引連鑄過程中糊狀區深度和凝固組織的影響，為CuSi3Mn 合金或相關產品上引連鑄工藝研究和生產提供理論和實踐參考。

圖1 產品缺陷Fig.1 Product defects

1 上引連鑄工作原理

CuSi3Mn 合金上引連鑄過程如圖2 所示。銅液表面覆蓋著一層覆蓋劑，阻止空氣中的氧氣進入，避免合金元素氧化燒損，并起到保溫作用。結晶器浸入銅液適當深度，形成靜液壓力，促使銅液不斷進入持續通有循環冷卻水的結晶器內，迅速被冷卻凝固成桿坯。在牽引機構作用下，凝固的桿坯持續向上移動并留下空隙，空隙部分又會被后續銅液補充并凝固成桿坯，如此循環，實現向上牽引，得到銅桿坯。該工藝可直接將金屬熔液制成“無限長”的棒、線、板材，而無需經過擠壓、拉拔、軋制等加工過程，有效縮短了加工周期，降低了生產成本，已成為金屬加工業廣泛采用的加工技術。

圖2 上引連鑄過程示意Fig.2 Schematic diagram of upward continuous casting

2 數值模擬建模及模擬參數的設定

2.1 有限元模型的建立

CA-FE 法是將元胞自動法（Cellular Automaton，CA）與有限元法(Finite Element，FE)進行耦合，結合了隨機性方法和確定性方法的優點，基于形核的物理機制和枝晶生長動力學理論，能有效預測鑄件凝固過程中晶粒生長取向及尺寸[10-13]。本研究采用CA-FE法模擬研究不同模具結構、上引溫度、上引速度等工藝參數對CuSi3Mn 合金上引連續鑄造過程的影響規律。采用三角形單元網格，種子密度網格細化至1 mm，將結晶區域設置為動態網格，其余部分設置為固定網格，CA-FE模型及網格劃分情況如圖3所示。

圖3 元胞自動法-有限元法（CA-FE）模型及網格劃分Fig.3 Cellular automaton-finite element (CA-FE) model and meshing

2.2 模擬參數的設定

CuSi3Mn 合金成分如表1 所列，利用ProCast 軟件自有的熱物性數據庫，選用彈塑性模型計算合金的應力性質相關數據，采用KGT (Kurz-Giovanola-Trivedi)模型（vΔT=a2ΔT2+a3ΔT3）模擬合金凝固時形核和枝晶生長過程[14-15]。根據合金成分，利用ProCast 軟件計算出枝晶前沿生長動力學系數為a2=3.967 201×10-7，a3=7.625 56×10-7。

表1 CuSi3Mn合金成分Table 1 CuSi3Mn alloy composition單位：%（質量分數）

面、體形核參數根據ASTM（American Society of Testing Materials）標準中最大形核密度計算公式：NV,max= 0.8= 0.565 9(其中，NV,max為單位體積晶粒數；Ns,max為單位面積晶粒數；Nl,max單位測量線上晶粒數)[16]。結合CuSi3Mn 合金澆鑄實驗，對鑄坯心部等軸晶區進行金相觀察，測定Nl,max，并不斷調試對比，最終形成的形核參數見表2。

表2 上引連鑄過程微觀組織模擬參數Table 2 Microstructure simulation parameters of upward continuous casting process

邊界條件參數中宏觀溫度場主要受一冷區和二冷區換熱條件影響，一冷區為石墨模具螺紋部分，參考文獻[17-18]，并考慮到石墨模具螺紋連接處存在間隙，設定其換熱系數為2 000 W/(m2·℃)；二冷區為石墨模具上端結晶器中紫銅管部分，參考文獻[17-18]，計算得到換熱系數為5 000 W/(m2·℃)。

3 CuSi3Mn合金上引連鑄的數值模擬

在凝固過程中，糊狀區尺寸和凝固后3 個晶區（主要指鑄坯表層的細晶區、中間的柱狀晶區、心部的等軸晶區）狀況對鑄坯質量具有重要影響。如圖4所示，糊狀區是液相等溫面和固相等溫面之間的區域，該區域內金屬熔體處于凝固狀態，其尺寸及形狀對鑄坯凝固過程中的區域偏析、熱裂產生及發展均有較大的影響。糊狀區過大，可導致鑄坯強度和塑性降低，使鑄坯被拉漏或拉裂；糊狀區越短，凝固越接近逐層凝固，越有利于凝固組織的穩定生長，凝固后的組織缺陷越少[19-20]。本研究在考察不同工藝參數對合金糊狀區深度影響時，將固相率為0.3 處作為糊狀區開始位置，固相率為0.8 處作為糊狀區結束位置。冷卻方式不同，3個晶區厚度也不同。細晶區晶粒非常細小，組織十分致密，力學性能好。柱狀晶區晶粒彼此之間的界面比較平直，氣泡縮孔很小，組織比較致密，但沿不同方向生長的兩組柱狀晶晶界處通常是雜質、氣泡、縮孔富集之處，是鑄坯的脆弱結合面。等軸晶區中晶粒彼此交叉，搭接牢固，裂紋不易擴展，不存在明顯弱面，實際生產中通常希望得到發達的等軸晶區。

圖4 糊狀區示意Fig.4 Diagram of the mushy zone

3.1 模具結構對糊狀區和凝固組織的影響

在研究模具結構對合金凝固行為的影響時，結合工廠上引連鑄生產實際中使用的2種規格石墨模具（內徑12 mm、外徑32 mm；內徑16 mm、外徑30 mm），設定3 種不同一冷區高度和2 種模具厚度，石墨模具總長為140 mm，有關參數如表3 所列。此時設定上引速度為2.5 mm/s，上引溫度為1 140 ℃。

圖5 所示為不同模具結構鑄坯中心溫度曲線。鑄坯中心溫度隨其距石墨模具入口距離的增加而緩慢降低，當距離增至140 mm時，鑄坯離開一冷區進入二冷區，受二冷區高強度冷卻作用，鑄坯中心溫度急劇下降。在石墨模具出口處，1、2、3、4號模具鑄坯中心溫度分別為1 030、878、951、899 ℃，此時鑄坯表面因散熱效果好而接近冷卻水溫。由此可知，不同的模具結構具有不同的熔池溫度分布，進而影響糊狀區的大小和深度。

表4 所列為采用不同模具時鑄坯糊狀區情況。對比1號、2號和3號模具相應數據可以發現，一冷區高度降低時，糊狀區深度減小，并且2 號模具對應的糊狀區深度接近1 號模具的3 倍，可見一冷區高度對糊狀區深度影響顯著。這主要是因為2 號模具一冷區較長，糊狀區起始位置和結束位置均在一冷區范圍；而1 號模具一冷區高度較短，糊狀區起始位置和結束位置均已進入二冷區，鑄坯受二冷區強冷作用而迅速凝固，導致糊狀區深度顯著降低。對比3號和4 號模具相應數據可以發現，石墨模具越厚，糊狀區越深，這主要因為石墨導熱性差，模具越厚越不易散熱，造成鑄坯中心溫度梯度小，糊狀區加深。此外，模具厚度越小表明相同高度模具內的金屬液越多、熱量越多，必然導致糊狀區起始位置向上延伸，這就是3 號模具糊狀區起始位置較4 號模具靠上的原因，當3號模具糊狀區進入二冷區時，鑄坯受強冷作用而迅速凝固，糊狀區深度下降明顯。因此，減小一冷區高度和模具厚度可降低糊狀區深度，有利于提升鑄坯質量。

表4 不同模具結構的鑄坯糊狀區深度Table 4 Depth of the mushy zone with different die structures

表5 所列為不同模具結構對凝固組織的影響。一冷區長度和模具厚度的增加，鑄坯的晶粒尺寸減小，等軸晶率提升。這主要是因為一冷區越長，模具越厚，鑄坯糊狀區越長，溫度梯度越小，促進了等軸晶的生長。

表5 不同模具結構的凝固組織Table 5 Solidification microstructure at different die structure

由此可見，減小一冷區高度和模具厚度可降低糊狀區深度，有利于凝固組織穩定生長，但鑄坯的晶粒尺寸增大，等軸晶率降低，因此，在設計模具結構時應綜合考慮一冷區高度和模具厚度對糊狀區和凝固組織的影響?；诖?，在現有模具結構情況下選定4號模具，繼續開展其他工藝參數對上引連鑄過程中糊狀區深度和凝固組織的影響的研究。

3.2 上引溫度對糊狀區和凝固組織的影響

在研究上引溫度對合金凝固行為的影響時，結合工廠生產實際中上引連鑄使用的熔煉爐和保溫爐的特點， 設定不同的上引溫度1 040、 1 140、1 250 ℃。選用4號模具，上引速度設定為2.5 mm/s。

圖6 所示為不同上引溫度鑄坯中心溫度曲線。不同上引溫度下，鑄坯中心處溫度隨著距石墨模具入口距離增加而緩慢降低，當距離增至70 mm 時，鑄坯開始進入二冷區，此時鑄坯中心溫度下降速率增大。在石墨模具出口處，上引溫度1 040、1 140、1 250 ℃對應的鑄坯中心溫度分別為812、896、972 ℃。由此可知，上引溫度越高，相同位置處鑄坯中心溫度越高，改變了糊狀區大小和深度，進而影響合金凝固過程。

圖6 不同上引溫度的鑄坯中心溫度Fig.6 Center temperature of the casting billet with different casting temperatures

表6 所列為采用不同上引溫度時鑄坯糊狀區情況。上引溫度升高，糊狀區起始位置逐漸遠離石墨模具入口而向上延伸。這主要是因為在相同冷卻條件下，上引溫度越高，金屬液越易通過繼續向上延伸而增加與冷卻區接觸面積，散失過多熱量，達到冷卻凝固的目的。進一步分析1 040、1 140 ℃上引連鑄過程發現，上引溫度升高時，糊狀區位置向上延伸，但糊狀區深度基本一致，這主要是因為雖然上引溫度不同，但糊狀區均在一冷區內，溫度梯度基本一致，鑄坯完成凝固時糊狀區深度也基本一致，只是上引溫度高時糊狀區位置相對向上。當上引溫度升至1 250 ℃，糊狀區結束位置向上延伸而超出石墨模具進入二冷區，受強冷作用而迅速凝固，糊狀區深度下降。

表6 不同上引溫度的鑄坯糊狀區深度Table 6 Depth of mushy zone at different casting temperature

上引溫度對鑄坯凝固組織的影響如表7所列，上引溫度為1 040、1 140 ℃時，糊狀區均在一冷區內，此時上引溫度升高，部分游離晶核被溶解或還未形成，降低了形核密度，不利于心部等軸晶區的形成。上引溫度為1 250 ℃時，糊狀區進入二冷區，受到強冷作用，一定程度上有利于提高形核率；但是，過高的溫度使得更多的游離晶核被溶解，并且鑄坯中心與表面溫度梯度增大也使柱狀晶獲得更多的生長空間，進一步阻礙了等軸晶的生長，從而導致鑄坯心部等軸晶率減小，晶粒平均尺寸增大。由此可見，上引溫度過高，糊狀區深度下降，晶粒平均尺寸增大，等軸晶率降低?；谏弦郎囟葘ι弦B鑄過程中糊狀區深度和凝固組織的影響，考慮實際生產過程中溫度的波動，1 040～1 140 ℃的上引溫度均是可行的。

表7 不同上引溫度下的凝固組織Table 7 Solidification microstructure at different casting temperature

3.3 上引速度對糊狀區和凝固組織的影響

在研究上引速度對合金凝固行為的影響時，結合工廠其他牌號銅合金桿上引連鑄生產實際，設定上引速度為2.5、3.0、3.5、4.0、4.5、5.0、5.5 mm/s。選用4號模具，上引溫度設定為1 140 ℃。

圖7 所示為不同上引速度的鑄坯中心溫度曲線。在鑄坯進入一冷區后，上引速度越大，相同位置處的鑄坯中心溫度越高。上引速度為2.5、3.0、3.5、4.0、4.5、5.0、5.5 mm/s 時，石墨模具出口處鑄坯中心溫度分別為889、953、982、997、999、1 005、1 023 ℃。這主要是因為上引速度增大，結晶器內單位長度鑄坯冷卻作用時間減少，鑄坯散熱量下降，溫度升高。

圖7 不同上引速度的鑄坯中心溫度曲線Fig.7 Center temperature curves of the casting billet at different casting speeds

表8 所列是不同上引速度時鑄坯糊狀區情況。隨著上引速度增大，糊狀區起始和結束位置逐漸遠離石墨模具入口而向上延伸。上引速度為2.5、3.0 mm/s時，鑄坯基本在一冷區內完成凝固，此時糊狀區深度基本一致。上引速度為3.5、4.0、4.5、5.0 mm/s 時，鑄坯基本在二冷區內完成凝固，此時糊狀區深度基本一致，并且受二冷區的強冷作用，糊狀區深度較上引速度為2.5、3.0 mm/s 時有所降低。當上引速度為5.5 mm/s 時，鑄坯在二冷區內完成凝固，但糊狀區深度增加，這主要是因為上引速度過大，鑄坯冷卻效率迅速降低，鑄坯中心溫度梯度降低，糊狀區深度增加，并且凝固坯殼變薄，存在鑄棒被拉裂或拉漏的風險，這與工廠現場試驗采用6.0 mm/s 上引速度時鑄坯表面出現嚴重裂紋的現象相吻合。因此，降低上引速度有助于減小裂紋傾向，但速度過低將影響生產效率，并且鑄坯易形成冷隔缺陷。

表8 不同上引速度條件下鑄坯糊狀區深度Table 8 Depth of mushy zone at different casting speed

表9所列為不同上引速度時鑄坯凝固組織。隨著上引速度增大，鑄坯心部等軸晶率逐漸增加。這是因為上引速度增大會使凝固坯殼附近熔液產生紊流。紊流既可通過熱傳導使得模具內熔液溫度更均勻，又可沖擊凝固坯殼，進而產生游離晶核。此外，提高上引速度也會使鑄坯更快進入二冷區而受到強冷作用，較大的冷卻強度一定程度上提高了形核速率[21]。上述原因均有助于等軸晶的形成與晶粒細化。

表9 不同上引速度的凝固組織Table 9 Solidification microstructure at different casting speed

由此可見，增大上引速度有助于提高等軸晶率，但速度過大，凝固初期產生的坯殼較薄，鑄坯容易被拉斷或產生裂紋，導致連鑄中斷。因此，在實際生產中，在提高上引速度的同時應適當提高冷卻強度，防止鑄坯被拉斷，既保證了鑄坯質量，又提高了生產效率。綜合考慮上引速度對上引連鑄過程中糊狀區深度和凝固組織的影響和提高工作效率，4.0～5.0 mm/s的上引速度最為適宜。

3.4 合金成分對凝固組織的影響

在實際生產中，合金成分的波動對鑄坯質量的影響較大。為探究Si、Mn 含量對CuSi3Mn 合金凝固組織的影響，根據該牌號合金的化學成分允許范圍設計成分含量不同的合金，并進行凝固組織生長的研究，合金具體成分設計如表10 所列。選用4 號模具，設定上引速度為2.5 mm/s，上引溫度為1 140 ℃。

表10 合金成分設計Table 10 Alloy composition design單位：%（質量分數）

圖8 所示為不同合金成分鑄坯的徑向截面組織。鑄坯凝固組織由表層細晶、中間柱狀晶和心部等軸晶3 個晶區組成。這主要是上引連鑄開始階段，金屬液剛接觸到溫度較低的結晶器模具內壁，釋放出大量的熱，產生較大的過冷度。模具內壁為合金液的結晶提供了基底，并形成了大量晶核。大量晶核同時生長制約其周圍晶粒的長大，形成無方向性的表層細晶。細晶形成后，凝固坯殼與模具內壁之間存在氣隙，金屬熔液的散熱效果降低，模具內壁溫度升高。此時，熔液的熱量主要沿著溫度梯度最大方向垂直于模具內壁傳熱，處在凝固界面前沿的晶粒在垂直于模具內壁的單向熱流的作用下，以表面細晶為基底形成一定寬度的粗大柱狀晶。隨著時間延長，鑄坯中心熔液溫度不斷降低，當溫度滿足形核時的過冷度要求，金屬液開始形核，此時由于散熱失去了方向性，晶核在各個方向上的長大速度基本一致，形成心部等軸晶[22]。

圖8 不同合金成分鑄坯徑向截面組織（S1、S2、M1、M2 的合金成分見表10）Fig.8 Microstructure of the casting billet radial section with different alloy composition ( the alloy composition of S1, S2, M1 and M2 shown in Table 10 )

分析表10 合金成分設計和表11 不同合金成分的鑄坯晶?？芍?，合金中Si 含量升高會促進晶粒長大，Mn 含量升高會減小晶粒尺寸，提高等軸晶率。分析發現隨著Si、Mn 含量的變化，液相線溫度變化很?。ǎ? ℃），而此時固相線溫度基本不變。液相線溫度降低，合金結晶溫度區間變窄，相同冷卻速度下，合金過冷度增加，形核率增加，晶粒尺寸減小。由于Si、Mn 含量增加，對液相線影響較小，故晶粒數目增加趨勢很小，這與Mn 含量（0.8%～1.0%～1.2%（質量分數，下同））變化和Si 含量（2.8%～3.0%）變化時晶粒數目增加趨勢吻合。當Si 含量由3.0%增加到3.2%時，晶粒數目減小十分顯著，分析發現Si 含量超過3.0%時，合金凝固時析出少量Mn2Si 脆性相。研究表明，一般情況下第二相粒子體積分數越大，合金晶粒數目越多且尺寸越??；但第二相粒子體積分數很小時，會出現晶粒異常長大的現象[23-24]。因此，Si 含量為3.2%時合金晶粒數目大幅減小的原因可能是合金發生相變的緣故。此外，有研究指出當Si 含量在2.8%～3.0%時，合金的強度和塑性均較高；當Si 含量超過3.0%時，合金力學性能急劇下降，主要是由于脆性相Mn2Si 或過量的Si 在晶界析出會造成合金自發破裂[25-26]。由此可見，控制CuSi3Mn 合金中Si 含量在2.8%～3.0%范圍內，Mn 含量在1.0%～1.2%范圍內，適當降低Si 含量且增加Mn 含量，有利于細化晶粒，提高等軸晶率。

表11 不同合金成分的鑄坯晶粒Table 11 Grains size of different composition alloys

4 數值模擬與實驗比較

根據數值模擬結果，在合金Si 含量2.8%～3.0%、Mn 含量1.0%～1.2%、上引速度4.0～5.0 mm/s、上引溫度1 040～1 140 ℃的條件下，采用4 號模具進上引連鑄實驗，成功獲得表面無裂紋和劃痕的CuSi3Mn 合金桿。對產品進行宏觀金相組織觀察，發現產品組織致密，未見空隙及暗點、疏松，產品酸浸面無暗色斑點，說明結晶條件良好，合金無明顯宏觀成分偏析，產品表面形貌如圖9所示。

圖9 CuSi3Mn合金上引連鑄坯表面形貌Fig.9 Surface morphology of the CuSi3Mn alloy casting billet

對數值模擬和實驗生產獲得的上引連鑄合金桿試樣進行金相顯微組織觀察，如圖10所示，合金中部和心部的晶粒大小和分布比較吻合，其中，中間柱狀晶長度在40～50 mm 范圍內，心部等軸晶直徑在10～20 mm 范圍內。此結果再次驗證了數值模擬的可行性。此外，鑄坯心部等軸晶的存在有效防止了柱狀晶貫穿整個鑄坯，提高了鑄坯的力學性能。

圖10 上引連鑄坯顯微組織形貌：(a)中間柱狀晶； (b)心部等軸晶； (c)模擬實驗晶粒分布Fig.10 Microstructure morphology of the CuSi3Mn alloy casting billet: (a) columnar grain；(b) equiaxed grain； (c) simulated grain distribution

5 結 論

針對CuSi3Mn 合金上引連鑄過程存在的問題，本研究采用數值模擬研究了Si 含量（2.8%～3.2%）、Mn 含量（0.8%～1.2%）、上引速度（2.5～5.5 mm/s）、上引溫度（1040～1250 ℃）、模具一冷區高度（47～93 mm）、模具厚度（7、10 mm）等參數對合金凝固行為的影響規律，并生產獲得了合格的CuSi3Mn 合金桿。在上述工藝參數范圍內可以得出以下結論：

1）Si 元素會使晶粒粗大，Mn 元素可細化晶粒。適當降低Si含量，提高Mn含量，可減小晶粒尺寸，提高等軸晶率，對鑄坯力學性能產生有利影響。

2）降低一冷區高度和減小模具厚度，糊狀區深度減小，有利于凝固組織穩定生長，但鑄坯晶粒尺寸增大，等軸晶率降低。

3）降低上引溫度，糊狀區深度增加，不利于凝固組織穩定生長，但晶粒尺寸減小，等軸晶率升高。

4）提高上引速度有助于產生等軸晶，但速度過大，鑄坯易被拉斷或產生裂紋。