, 王昭东, 王国栋 东北大学 轧制技术及连轧自动化国家重点实验室, 辽宁 沈阳 110819
收稿日期：2020-12-04
基金项目：国家重点研发计划项目(2017YFB0304603)。
作者简介：李天祥(1990-), 男, 河北唐山人, 东北大学博士研究生;
王昭东(1968-), 男, 安徽淮南人, 东北大学教授, 博士生导师;
王国栋(1942-), 男, 辽宁大连人, 东北大学教授, 博士生导师, 中国工程院院士。
摘要：为了研究连铸坯热芯大压下轧制工艺对铸坯内部缩孔和表面开裂的影响，以EH47船板钢为研究对象，利用数值模拟方法，对比研究了热芯大压下轧制和常规热轧的工艺效果.结果表明，热芯大压下铸坯厚向温度梯度更大，芯部应变水平和厚向变形均匀性提高；当压下量为50 mm时，热芯大压下轧后残余孔隙体积比常规工艺小18.4%；由于热芯大压下铸坯表面的应变速率和变形温度较低，导致其侧表面和角部的开裂风险大于常规轧制，但不会造成表面裂纹缺陷.
关键词：热芯大压下轧制常规热轧孔隙压合轧制裂纹数值模拟
Numerical Simulation of Shrinkage Porosities and Surface Cracks of Slab with Hot-Core Heavy Reduction Rolling
LI Tian-xiang, LI Hai-jun
, WANG Zhao-dong, WANG Guo-dong State Key Laboratory of Rolling and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China
Corresponding author: LI Hai-jun, E-mail: lihj@ral.neu.edu.cn.
Abstract: To study the effect of hot-core heavy reduction rolling(HHRR) process on internal shrinkage porosities and surface cracks of the slab, EH47 ship-plate steel was taken as a research material, and the processes of the HHRR and conventional hot rolling were analyzed and compared through numerical simulation. The results show that the temperature gradient along the thickness direction of slab becomes larger, and the strain level in the core region and the deformation uniformity along the thickness direction are improved in the HHRR process. When the reduction amount is 50 mm, the residual void volume after HHRR is 18.4% smaller than the conventional one. Due to the lower strain rate and deformation temperature on the slab surface during the HHRR, the cracking risk on the side surfaces and the corners is higher than the conventional one, however, it could not lead to the surface cracks.
Key words: hot-core heavy reduction rollingconventional hot rollingvoid closurerolling cracknumerical simulation
大断面连铸坯是热轧生产的重要材料，低缺陷率的连铸坯是生产高品质钢铁产品的基础.缩孔、疏松是常见的铸坯缺陷形式，降低了热轧产品的成材率[1-2].为了解决连铸坯的内部质量问题，国内外许多钢铁企业开发出多种工艺来消除铸坯芯部缺陷，轻压下技术是应用比较广泛的一种[3]，即在连铸坯未完全凝固的区域内(芯部固相率0.3~0.8)，沿铸坯厚向给予4~7 mm的压下变形.这对于中、小断面的连铸坯芯部缺陷改善是有效的；但是，对于大断面连铸坯，变形很难渗透到铸坯芯部，改善效果有限.许多研究者又提出了连铸坯大压下技术.比如，日本住友金属的PCCS技术[4-5]、中国东北大学的HR技术[6-7]、韩国POSCO的PosHARP技术[8].这些技术中，压下变形作用在铸坯的芯部固相率0.8~1.0的区域内，可以明显改善缩孔缺陷.但此时铸坯芯部正好处在钢铁材料脆性温度区(brittleness temperature range，BTR)[9-10]，这无形中提高了铸坯内裂的风险[11-12].
连铸坯热芯大压下轧制工艺(hot-core heavy reduction rolling，HHRR) 是在连铸机出口布置大压下量轧机，利用铸坯剩余热量，在铸坯完全凝固后进行高渗透性差温轧制的新工艺[13-15].该工艺不仅完全避开了高温脆性区，还可以充分利用连铸过程形成的“外冷内热”的温度分布特征，有望实现差温轧制效果[16-17]，从而通过提高芯部变形效果，实现缩孔疏松缺陷改善；另外，通过10%~25%压下率的单道次大压缩比轧制变形，有利于促进铸坯内部动态再结晶过程，从而改善铸态组织[18].值得注意的是，铸坯厚向的温度跨度大，表面低温区域金属具有较低的热塑性，热芯大压下量轧制变形可能带来铸坯表面开裂的风险.
目前，针对热芯大压下轧制工艺在大方坯生产中的应用效果已经作了大量研究，探讨了压下位置、压下量以及工作辊直径等工艺参数对孔隙压合的影响[13]，设计了专门用于大方坯热芯大压下工艺的工作辊辊型[15]，另外，还对该工艺方坯表面开裂风险进行了预测[19].但该工艺在厚板坯生产中的应用效果尚不明确，需要进一步定量评价.因此，本文以具有一定裂纹敏感性的含Nb的EH47船板钢为研究对象，采用有限元数值模拟方法，对比分析了热芯大压下轧制工艺和常规热轧工艺下铸坯芯部孔隙压合效果和铸坯表面热轧开裂风险.
1 实验材料及有限元建模1.1 实验材料本文以EH47船板钢为研究对象，其化学成分如表 1所示.该钢的变形抗力模型、临界断裂准则是数值模拟计算的基础，可从作者先前的工作中获得[15, 19].
表 1(Table 1)
 表 1 实验钢化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of the tested steel(mass fraction) ?
| 表 1 实验钢化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel(mass fraction) ? | ||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
变形抗力模型是基于圆柱体热模拟压缩实验建立的，变形温度为700~1 350 ℃，应变速率为0.01~1 s-1.该热模拟实验变形条件涵盖了整个连铸坯热芯大压下过程，将其应用于模拟计算当中可以有效保证模拟计算的可靠性[15].其表达式如下：
 | (1) |
铸坯表面温度为700~1 000 ℃，在该温度范围内进行热压缩实验，建立了压应力主导的多轴应力状态下的材料临界断裂模型，见式(2).在热压缩变形实验中，专门设计了特殊几何形状的试样，使其在开裂位置产生不同的附加应力，从而形成复杂应力状态.经过验证，该模型适用于热轧坯料的表面裂纹预测[19].
 | (2) |
1.2 有限元建模对国内某厂厚板坯连铸生产线进行热芯大压下工艺改造，在连铸机出口布置大压下量轧机，与连铸机形成连铸连轧关系，如图 1所示.为了探究热芯大压下轧制工艺的效果和可行性，本文借助数值模拟的研究方法，从铸坯芯部缩孔缺陷形状演变和铸坯表面开裂趋势两个角度，对热芯大压下轧制工艺和常规轧制工艺进行了对比计算.
图 1(Fig. 1)
 | 图 1 连铸坯热芯大压下轧制工艺示意图Fig.1 Schematic of the hot-core heavy reduction rolling(HHRR) process |
在两种轧制工艺的模拟计算中，定义了如下相同的模型形式和边界条件：
1) 连铸坯断面规格为330 mm×2 400 mm，材质为EH47钢，这与该厂实际产品是一致的；两种轧制工艺中轧机工作辊直径为1 350 mm，压下量都为50 mm.
2) 在铸坯几何模型芯部设置一个椭球形孔隙，如图 2所示，孔隙在x，y和z方向上的半长轴长度Sx，Sy和Sz分别为4，2和2 mm，用于孔隙形状演变研究.
图 2(Fig. 2)
 | 图 2 具有芯部孔隙的铸坯几何建模Fig.2 Geometric model of the slab with a void located at the core region |
3) 网格划分形式：使用了四面体热力耦合网格，网格总数为58 000；并对孔洞进行局部网格细化，最小网格与未细化网格体积比为1∶1 000.
4) 材料的物性参数，如导热系数、比热容、密度、弹性模量、泊松比等从前期研究结果中获得[13]；材料的本构模型按照式(1).
5) 轧制变形中考虑了轧辊与铸坯的接触摩擦，如式(3)所示，摩擦力τ与剪切应力k相关，且摩擦系数μ是铸坯表面绝对温度Tabs的函数.铸坯表面的辐射换热系数为0.8.
 | (3) |
另外，使用Fortran语言对式(2)进行二次开发，并实现其在DEFORM变形计算中的调用，用于铸坯开裂风险预测.孔隙演变计算和开裂预测计算同步进行.因为本文主要进行铸坯表面开裂预测，而芯部孔隙尺寸远小于铸坯尺寸，所以孔隙畸变的应力应变场不会影响到铸坯表面开裂预测结果.而预测铸坯表面开裂趋势是根据铸坯表面变形条件来推算损伤参数的过程，不涉及裂纹产生和材料的进一步破坏，所以也不会影响孔隙变形的计算结果.
热芯大压下轧制工艺和常规热轧工艺的区别体现在铸坯温度场和轧制速度上.连铸坯热芯大压下轧制变形计算是以连铸坯温度场为初始条件进行的，连铸过程中铸坯温度场演变计算结果和生产现场实测结果对比如图 3所示.文中定义了4个特征点，记为1, 2, 3, 4，分别对应铸坯芯部、上表面中心、侧表面中心和角部.特征点温度计算值与现场实测值恰好吻合，从而保证了铸坯初始温度场计算值的可靠性.在轧机入口位置，铸坯上表面中心温度为909 ℃，铸坯芯部温度为1 330 ℃.将铸坯温度场以节点温度值的方式写进key文件，然后使用DEFORM软件进行后续轧制变形计算.轧制变形速度与连铸速度直接匹配，连铸拉坯速度为0.01 m/s.而常规轧制过程中，板坯在加热炉中1 250 ℃恒温加热，经过50 s坯料运输后进行轧制变形，该过程中铸坯表面辐射率为0.8，轧制速度为0.5 m/s.
图 3(Fig. 3)
 | 图 3 连铸过程中铸坯特征位置温度演变历程Fig.3 Temperature variance at different characteristic positions of the slab during the continuous casting process |
2 结果与讨论2.1 铸坯芯部缩孔缺陷的改善效果铸坯芯部的缩孔缺陷是所研究的首要问题.为此，重点对比了热芯大压下轧制工艺与常规轧制第一道次的孔隙形状演变情况.
本文定义了铸坯的厚向温度梯度用来描述厚向温度分布特点，它是铸坯温度对厚度坐标的微分的绝对值，其表达式为
 | (4) |
在铸坯厚度方向上，两种轧制工艺铸坯的温度及温度梯度分布情况如图 4所示.热芯大压下铸坯横截面上温度差异大，其表面温度低于常规轧制坯料，芯部温度显著高于常规轧制坯料.热芯大压下铸坯从上表面中心到芯部温度逐渐增大，温差为429 ℃；而常规轧制坯料厚向温差仅为131 ℃.热芯大压下铸坯厚向温度梯度始终大于常规轧制，且从表面到芯部呈现线性递减趋势；而常规轧制坯料的温度梯度从铸坯表面到距表面65 mm处内迅速减小至0.
图 4(Fig. 4)
 | 图 4 两种工艺轧制变形前铸坯厚度方向温度场及温度梯度分布比较Fig.4 Comparison of temperatures and its gradient distributions of the slab before two kinds of rolling processes |
图 5展示了两种工艺轧制变形后的铸坯内部等效应变分布情况.其中图 5a为铸坯横截面上的等效应变云图，两种轧制工艺下，等效应变沿厚度方向均呈现明显的层状分布，最大等效应变分布在铸坯表面附近.轧后坯料厚度方向上的等效应变对比如图 5b所示，常规轧制坯料表面和芯部等效应变值分别为0.31和0.19;热芯大压下铸坯表面等效应变值小于常规轧制工艺，其值为0.27；芯部等效应变值为0.21，大于常规工艺.这是因为热芯大压下铸坯表面温度低、变形抗力更大，在相同压下量条件下，促进了变形向铸坯内部的渗透.另外，常规轧制工艺最大和最小等效应变差值比热芯大压下轧制工艺大，说明热芯大压下轧制工艺对提高铸坯内部变形均匀性是有益的.
图 5(Fig. 5)
 | 图 5 两种工艺轧制变形后铸坯横截面等效应变云图及厚度方向等效应变分布图Fig.5 Effective strain contours on the cross section and effective strain distribution along the thickness direction of the slab after two kinds of rolling processes (a)—横截面等效应变云图；(b)—厚度方向等效应变分布图. |
图 6所示是两种轧制变形之后的孔隙形状变化图.两种工艺轧制变形后，孔隙以压缩变形为主，热芯大压下轧制工艺产生的孔隙压缩效果更佳.这是因为该工艺铸坯存在很大的厚向温度梯度；与温度较高的芯部金属相比，铸坯表层金属温度低且难以变形，所以促进了压下变形向芯部金属渗透，提高了缩孔的压合效果.孔隙在宽展方向上尺寸变化不大，在轧制方向上略有拉长.其中，常规轧制变形后孔隙拉长程度稍小，但与热芯大压下工艺差距不大.经过压下量为50 mm的轧制变形后，热芯大压下铸坯的剩余孔隙体积比常规工艺的小18.4%.这表明热芯大压下轧制工艺对改善铸坯缩孔缺陷具有应用价值.
图 6(Fig. 6)
 | 图 6 两种工艺轧制变形后铸坯芯部孔隙形状比较Fig.6 Comparison of void geometries at the core region of the slab after two kinds of rolling processes (a)—横截面；(b)—纵截面. |
2.2 铸坯表面裂纹缺陷的预测计算连铸坯热芯大压下轧制过程中，铸坯芯部温度高于常规轧制工艺温度，但又小于金属固相线温度.图 7反映了实验钢断面收缩率与变形条件的关系[19].从整体上看，实验材料的热塑性随着变形温度降低、应变速率的减小而变差.实验钢在铸坯芯部对应的温度区间内(1 200~1 350 ℃) 热塑性良好，并不在BTR内；而铸坯表面和角部对应的温度区间内(700~900 ℃)热塑性较差.所以，热芯大压下轧制工艺不会引起芯部裂纹缺陷，但应当考虑是否会引起铸坯表面及角部裂纹的产生.
图 7(Fig. 7)
 | 图 7 实验钢在不同变形条件下的断面收缩率Fig.7 Area reduction rate of the tested steel under different deformation conditions |
连铸坯表面组织为细小的等轴晶，所以在损伤风险计算中假设铸坯表面是各向同性的均质材料，并且忽略了连铸生产导致的表面微裂纹以及成分偏析等材料缺陷.基于上文临界损伤模型，进行了热芯大压下轧制与常规轧制的计算，并以损伤参数D为评价指标对铸坯表面的损伤风险进行了评估.图 8为压下量为50 mm时，两种工艺轧制变形后铸坯损伤参数D的分布云图.从两种轧制工艺铸坯横截面云图看，在从侧表面向铸坯内部形成的三角形区域内，D值较大，且其最大值分布在铸坯侧表面上.与常规轧制坯料相比，热芯大压下铸坯侧表面上D值更大，但其三角区面积明显小于常规轧制.另外热芯大压下铸坯角部的D值比常规轧制的大.这些结果说明铸坯经过热芯大压下轧制变形后，其侧表面和角部的开裂风险比常规轧制过程更大一些.
图 8(Fig. 8)
 | 图 8 两种工艺轧制后铸坯D值的分布云图Fig.8 Distribution of damage parameter(D) of the slab after two kinds of rolling processes (a)—热芯大压下轧制工艺；(b)—常规轧制工艺. |
以铸坯的芯部、上表面中心、侧表面中心以及角部作为特征点位置，研究轧制变形过程中D值的演变情况，如图 9a所示.相同的轧制压下量时，热芯大压下铸坯各特征点的D值均略大于常规轧制坯料.在4个特征位置中，铸坯侧表面中心处D值最大，热芯大压下轧制和常规轧制后该点D值分别为0.188和0.163.为了确定最大D值的位置，绘制了铸坯侧表面厚向D值分布，如图 9b所示.铸坯侧表面1/4厚度位置附近的D值最大，在热芯大压下轧制和常规轧制中分别达到0.20和0.17，均远小于1，说明两种轧制工艺都没有达到轧制裂纹的产生条件.需要说明的是：上述计算结果是在默认铸坯表面没有初始裂纹和成分偏析的前提下得出的；如果铸坯表面存在初始裂纹，则有可能使其在轧制变形中张开或进一步扩展；如果铸坯表面偏析严重，也有可能影响到局部材料热塑性而造成轧制裂纹.
图 9(Fig. 9)
 | 图 9 两种轧制过程中铸坯特征点的损伤参数(D)值演变及最终铸坯侧表面厚向的D值分布Fig.9 Damage parameter(D) variances in different characteristic positions and the D distributions on the lateral surface of the slab during two kinds of rolling processes (a)—特征点的D值演变历程；(b)—铸坯侧表面厚向D值分布. |
由式(2)可知，D值与应力三轴度(平均应力与等效应力的比值)、应变的累积过程、变形温度和应变速率有关.本文选取了铸坯侧表面中心、侧表面1/4厚度和角部三个位置进行比较.图 10a表明：在两种轧制工艺中，同一位置的等效应变演变历程是非常相近的.由图 10b可知，铸坯侧表面中心或侧表面1/4厚度位置在两种轧制工艺中也分别获得了相近的应力三轴度演变结果.所以，这两个位置D值的差异是热轧变形条件不同造成的：热芯大压下轧制工艺的应变速率和变形温度都比较低，导致D值较大.热芯大压下铸坯角部除了热轧变形条件的影响之外，其应力三轴度水平也明显高于常规工艺，所以该处开裂可能性显著增加.
图 10(Fig. 10)
 | 图 10 两种轧制过程中铸坯侧表面特征位置等效应变和应力三轴度的演变Fig.10 Variances of effective strain and stress triaxiality at the characteristic positions on the lateral surfaces of the slab during two kinds of rolling processes (a)—等效应变；(b)—应力三轴度. |
3 结论1) 与常规轧制工艺相比，热芯大压下轧制工艺中铸坯厚向温度梯度更大，轧后铸坯芯部应变值更高，厚向变形均匀性更好.
2) 当压下量为50 mm时，热芯大压下轧后孔隙剩余体积比常规轧制工艺小18.4%，说明热芯大压下轧制工艺在消除芯部缩孔缺陷方面具有优势.
3) 热芯大压下铸坯表面应变速率和变形温度较低，导致其侧表面和角部的开裂风险大于常规轧制.热芯大压下铸坯最大损伤D值为0.20，位于侧表面1/4厚度处，远未达到开裂临界值1.说明本文所设计的厚板坯热芯大压下轧制工艺不会造成轧制裂纹.
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