【摘要】：鋼鐵材料是國(guó)民經(jīng)濟(jì)建設(shè)中不可或缺的重要結(jié)構(gòu)材料,尤其是先進(jìn)鋼鐵材料一直是學(xué)術(shù)界和工業(yè)界研究的熱點(diǎn)。在鋼鐵材料熱加工過(guò)程中,溫度大于臨界溫度(A_3線)時(shí),會(huì)促使組織奧氏體化并發(fā)生奧氏體晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象,隨后降至室溫的過(guò)程中,會(huì)發(fā)生奧氏體相向鐵素體相的組織轉(zhuǎn)變。而室溫下鋼鐵材料的力學(xué)性能最終取決于連續(xù)冷卻奧氏體轉(zhuǎn)變后的微觀組織形態(tài)。因此,研究奧氏體晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象和連續(xù)冷卻奧氏體-鐵素體相變過(guò)程非常重要�；趥鹘y(tǒng)實(shí)驗(yàn)的手段不能實(shí)時(shí)地觀察微觀組織演變過(guò)程,本文結(jié)合元胞自動(dòng)機(jī)方法對(duì)高溫下奧氏體晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象和連續(xù)冷卻奧氏體-鐵素體相變過(guò)程展開模擬研究。本文的主要研究?jī)?nèi)容包含如下幾個(gè)部分:(1)建立了描述奧氏體晶粒長(zhǎng)大的元胞自動(dòng)機(jī)模型,模擬了奧氏體晶粒在高溫下的組織演變過(guò)程,定量分析了晶粒組織形態(tài)的演變行為,研究了不同溫度對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程的影響。(2)建立了描述奧氏體-鐵素體相變的元胞自動(dòng)機(jī)模型,包括鐵素體形核模型和生長(zhǎng)模型,在計(jì)算相界面胞內(nèi)奧氏體相C濃度時(shí),提出了一種避免溶質(zhì)濃度異常波動(dòng)的有效方法。輸入奧氏體晶粒母相組織并設(shè)置初始條件,對(duì)連續(xù)冷卻奧氏體-鐵素體相變微觀組織和C濃度場(chǎng)演化展開模擬。結(jié)果顯示,鐵素體生長(zhǎng)會(huì)受到相界面遷移和C原子擴(kuò)散的混合控制作用。而后研究了不同母相晶粒大小和不同冷卻速率對(duì)奧氏體-鐵素體相變組織形態(tài)和相變動(dòng)力學(xué)的影響。(3)在前面模擬的基礎(chǔ)上,自主開發(fā)了奧氏體-鐵素體相變微觀組織演化模擬系統(tǒng)。該系統(tǒng)能夠?qū)W氏體晶粒長(zhǎng)大和奧氏體-鐵素體相變的元胞自動(dòng)機(jī)后臺(tái)計(jì)算結(jié)果實(shí)時(shí)地在前端界面顯示,實(shí)現(xiàn)了動(dòng)態(tài)觀察微觀組織演變的應(yīng)用目的。
【學(xué)位授予單位】：華中科技大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：碩士
【學(xué)位授予年份】：2018
【分類號(hào)】：TG142.1
【圖文】：

1.2.2 CA 法模擬的研究現(xiàn)狀在材料科學(xué)中CA法已被廣泛應(yīng)用于凝固過(guò)程[19-21]、晶粒長(zhǎng)大與再結(jié)晶[22,23]、固態(tài)相變[24-26]、析出相生長(zhǎng)[27]等現(xiàn)象的模擬中。在晶粒長(zhǎng)大模擬方面，1996 年 Liu 等[28]率先建立了 CA 法與 MC 法相結(jié)合的二維晶粒長(zhǎng)大模型，再現(xiàn)了晶粒長(zhǎng)大的動(dòng)態(tài)過(guò)程。2001 年 Geiger[29]等提出了基于材料熱力學(xué)理論的晶粒長(zhǎng)大 CA 模型，描述了晶粒生長(zhǎng)的尺寸分布和生長(zhǎng)行為。2004 年，花福安等[30]建立了基于曲率驅(qū)動(dòng)的晶粒長(zhǎng)大二維 CA 模型，模擬了等溫條件下晶粒生長(zhǎng)的各種現(xiàn)象。2006 年 Ding 等[31]建立了基于最低能量原則的晶粒長(zhǎng)大3D元胞自動(dòng)機(jī)模型，模擬結(jié)果符合Bruke晶粒動(dòng)力學(xué)方程。2007年，Raghavan[32]提出一種計(jì)算局部晶界曲率的方法，并建立了曲率機(jī)制的改進(jìn) CA 模型模擬了晶粒長(zhǎng)大和再結(jié)晶過(guò)程。2010 年，Janssens[33]針對(duì)多晶材料晶界遷移的CA 模型進(jìn)行了回顧，并模擬了沉淀相溶解引起的異常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象。圖 1-1 所示為采用 CA 法模擬的晶粒長(zhǎng)大微觀組織動(dòng)態(tài)演變過(guò)程。

華 中 科 技 大 學(xué) 碩 士 學(xué) 位 論 文大進(jìn)行了模擬，模擬結(jié)果與金相照片吻合。在奧氏體-鐵素體相變模擬方面，1998 年 Kumar 等[36]建立了基于高斯形核函數(shù)和擴(kuò)散控制生長(zhǎng)的的第一個(gè)奧氏體-鐵素體相變 CA 模型。該模型描述了鐵素體的形核和早期生長(zhǎng)的競(jìng)爭(zhēng)行為，模擬結(jié)果與實(shí)驗(yàn)觀察相吻合。2003 年，Zhan等[37,38]建立了連續(xù)冷卻條件下的低碳鋼奧氏體-鐵素體相變 CA 模型。模型中使用了概率性轉(zhuǎn)變規(guī)則，研究了冷卻速率和局部溶質(zhì)濃度變化對(duì)鐵素體形核和生長(zhǎng)的影響。2004 年，Lan[39-41]等摒棄以往的溶質(zhì)擴(kuò)散控制生長(zhǎng)理論，引入了晶界遷移速率模型計(jì)算鐵素體的生長(zhǎng)，并且使用經(jīng)典形核理論(CNT)[42]來(lái)計(jì)算鐵素體形核率。模擬結(jié)果顯示，奧氏體-鐵素體相界處的碳濃度為局部非平衡，證實(shí)鐵素體生長(zhǎng)會(huì)受到相界面遷移和奧氏體內(nèi)碳原子長(zhǎng)程擴(kuò)散的混合控制。圖 1-2 所示為采用 CA 法模擬的低碳鋼等溫過(guò)程中奧氏體-鐵素體相變組織演化過(guò)程。

(a) (b)圖 1-3 CA 模擬的奧氏體-鐵素體相變過(guò)程中(a)不同形核位置下的相變微觀組織形貌(b)不同初始溶質(zhì)濃度下的相變微觀組織形貌[46]綜上所述，現(xiàn)已有很多學(xué)者對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大和奧氏體-鐵素體相變過(guò)程開展了大量的研究模擬，并取得了較為豐富的研究成果。然而，在早期的奧氏體-鐵素體相變模擬中，多采用的是隨機(jī)形核、等軸長(zhǎng)大的方式獲得初始奧氏體母相組織，沒(méi)有考慮低碳鋼在材料熱加工過(guò)程發(fā)生的奧氏體晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象。另外，在計(jì)算奧氏體/鐵素體相界面胞內(nèi)奧氏體相 C 濃度時(shí)，當(dāng)鐵素體分?jǐn)?shù)接近 1 時(shí)會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重地溶質(zhì)濃度異常波動(dòng)。如何合理地進(jìn)行界面前沿溶質(zhì)再分配一直是 CA 模擬中的棘手問(wèn)題。本文將提出一種避免界面胞內(nèi)溶質(zhì)濃度異常波動(dòng)的有效方法，并對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大和奧氏體-鐵素體相變展開 CA 模擬研究，實(shí)現(xiàn)上述兩個(gè)過(guò)程的耦合計(jì)算。1.3 本文主要研究?jī)?nèi)容與框架

【參考文獻(xiàn)】

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1 季海鵬;郭寶峰;劉鑫剛;張麗舸;金淼;;元胞自動(dòng)機(jī)法在316LN不銹鋼晶粒長(zhǎng)大過(guò)程模擬中的應(yīng)用[J];燕山大學(xué)學(xué)報(bào);2013年05期

2 花福安,楊院生,郭大勇,童文輝,胡壯麒;基于曲率驅(qū)動(dòng)機(jī)制的晶粒生長(zhǎng)元胞自動(dòng)機(jī)模型[J];金屬學(xué)報(bào);2004年11期

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4 張繼祥;基于Monte Carlo方法的材料退火過(guò)程模擬模型及計(jì)算機(jī)仿真關(guān)鍵技術(shù)研究[D];山東大學(xué);2006年

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本文編號(hào)：2790981