连铸凝固过程中,因热溶质浮力、晶粒沉淀、坯壳变形等多因素的作用下,枝晶前沿析出的溶质元素随液相流动最终造成铸坯宏观偏析。由于高温连铸过程的复杂性及当前检测条件的限制,传统铸锭凝固实验和连铸试验未能深入了解连铸凝固两相区液相流动与溶质传输行为,而普遍采用的连续介质数学模型无法充分考虑多因素条件下溶质偏析分布特征。此外,对铸坯宏观偏析形成机理尚不清晰且存在不同观点,对机械压下和电磁搅拌等外场作用下中心偏析改善规律尚未真正掌握,铸坯内部质量常得不到有效稳定控制,关键参数选择需通过反复的工业试验获得。为此,本文建立了描述连铸过程的多相凝固模型,阐明了凝固收缩、热收缩、晶粒沉淀、热浮力流动等作用下,连铸凝固组织演变和溶质偏析形成过程。在此基础上,以板坯连铸凝固为研究对象,耦合了凝固末端机械压下模型,研究揭示了压下量、压下区间、压下模式和坯壳延展变形对Q345钢中心偏析的改善规律;以方坯连铸为研究对象,耦合结晶器和凝固末端电磁场模型,研究揭示了电磁力作用下液相流动、晶粒迁移、溶质传输等行为特征,以及电磁搅拌参数对SWRH82B钢凝固组织演变和溶质偏析的影响规律。本论文获得的主要结果如下:（1）通过深入研究分析连铸过程凝固收缩、热收缩、晶粒沉淀、热浮力等作用下的液相流动和溶质偏析行为特征,发现:在凝固收缩作用下,两相区液相向凝固终点流动,以补充相变引起的体积收缩,同时溶质富集的液相从柱状晶尖端向根部迁移,促进了铸坯中心负偏析的形成;在热收缩作用下,柱状晶从枝晶尖端向铸坯表面收缩,在凝固终点附近,因凝固潜热减少,中心温度快速降低,柱状晶尖端收缩速率迅速增加,导致枝晶间溶质富集液相的反向流动,最终在铸坯中心形成正偏析,而在中心边缘附近形成负偏析;在晶粒沉淀和热浮力作用下,初始形核的等轴晶粒从内弧侧向外弧侧沉淀,导致等轴晶区的不对称分布,即在外弧侧晶粒沉淀区形成负偏析,在内弧侧CET附近形成正偏析。随着等轴晶固相网络的形成,晶粒沉淀和热浮力流动不再影响溶质偏析分布,而凝固收缩和热收缩仍然诱导凝固后期的液相流动与溶质传输行为。（2）连铸凝固末端压下对中心偏析的影响规律研究表明:压下量从2 mm增加到5 mm,两相区溶质富集的液相向凝固终点流动速度明显减缓,铸坯中心偏析显著降低;最佳压下区间的起始位置位于铸坯中心液相初始凝固之后,压下结束位置接近于铸坯的凝固终点,压下区间中心液相率为0.95～0.01;在铸坯凝固前期实施压下,凝固终点明显向前推移,而在凝固后期进行压下,铸坯中心偏析得到显著改善;在铸坯完全凝固之后,中心温度仍然快速降低,固相向铸坯表面强烈收缩,导致中心缩孔的形成,而传统的轻压下工艺不足以解决此问题。此外,在机械压下过程中,坯壳延展变形明显改变了两相区液相流动行为,从而影响铸坯中心偏析的改善。（3）连铸结晶器电磁搅拌作用下液相流动、晶粒形核、溶质传输行为的研究表明:经浸入式水口流入的高温钢液因电磁力作用被强制转为水平旋转流动,降低铸流的冲击深度,加强上回旋区钢液直接冲击钢渣界面,明显改变弯月面附近的流场分布;在结晶器底部,旋转流动的钢液诱导产生二次流,促进了形核晶粒向铸坯中心的迁移和柱状晶向等轴晶的转变;结晶器搅拌电流强度从100 A增加到250 A,铸坯芯部热量快速散失,中心等轴晶粒密度明显增加;当搅拌电流强度增至200 A后,中心等轴晶粒密度增加幅度减缓,铸坯等轴晶区扩大程度有限。然而,随着搅拌强度的继续增大,钢液流动速度加快,铸坯边缘区负偏析程度加重。（4）连铸凝固末端电磁搅拌对中心偏析影响规律的研究表明:1.电磁力驱动了钢液的旋转流动,促进了溶质传输和晶粒迁移,明显改善铸坯中心偏析。2.末端搅拌电流强度和液相穴宽度对中心偏析的影响很大,而搅拌速度影响相对较小:液相穴宽度为73 mm时,铸坯芯部蕴含潜热较多,随着电流强度的增加,液相穴温度快速降低,中心偏析明显改善;液相穴宽度降低至61 mm时,两相区的凝固潜热减少,相同搅拌电流强度条件下,中心偏析得到明显改善,但在较大电流强度时,中心偏析呈现反向增加的趋势;液相穴宽度进一步降低至43 mm时,较大电流强度条件下,中心偏析反向增加趋势更加明显,这是由于析出溶质元素的稀释空间有限;液相穴宽度减小至25 mm时,中心偏析逐渐形成,在电磁力作用下,溶质元素仍然向铸坯中心聚集,电磁搅拌效果很弱。因此,末端电磁搅拌最佳液相穴宽度为61 mm,最佳搅拌电流为400 A。与交替式搅拌模式相比,连续式搅拌条件下液相穴的温度更低,对铸坯中心偏析的改善效果更加明显。