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本构方程来预测V150级石油套管钢的高温下的屈服应力关键词: V150级石油套管钢;热压缩变形;流动应力;本构方程摘要从热等温压缩试验测试中，在很宽的温度范围内（1173-1473K）和应变率（0.01-10S-1），被雇用来研究变形行为和发展V150级石油套管的本构方程的真应力 - 应变数据钢基于阿列纽斯型方程。流变应力随变形温度的降低和应变率，其可通过衡量温度和应变速率对热变形行为影响的参数中的指数式表示的增加。应变的影响，在开发本构方程注册成立，考虑应变对材料常数的影响. 流动应力本构方程预测显示了良好的一致性 ,实验值在整个实验温度和应变速率范围内，除了有轻微偏差下0.01S-1变形预测在1173K的压力，平均相对误差为4.21。1引言无缝套管是建设和修复的超深井的重要辅助材料，其极端地质条件下进行。无缝套管是建设和修复的超深井的重要辅助材料，其可以在极端地质条件下进行, 为了确保超深井，特高的要求，包括全面的服务性能和寿命，已经提出了套管的安全运行。该V150钢级已被用于制造超高强度和高韧性无缝套管，材料在热变形中的流变行为是复杂的，即在硬化和软化机制显著地受温度和应变速率这一事实的影响。对材料热变形行为进行全面的研究确定非常重要是直接影响材料的组织演变和形成的产品的机械性能热机械工艺的重要参数。然而，一些研究上的认识，评估和预测V150的高温流动行为钢级是可记录的科学文献。在流程建模领域，有限元（FEM）仿真已成功地用于分析和优化的热变形处理的参数，本构方程是材料的流动行为的数学表示，作为的有限元代码输入在特定负载条件下模拟材料的响应，大部分的本构关系的要么是现象学的或经验的性质。提出了一种现象学的方法由塞拉斯和McTegart12，其中的流动应力是由双曲线法在阿累尼乌斯型方程表达。还已经尝试改进这种唯象模型通过引入应变的影响。应变相关的参数到双曲正弦本构方程来预测在变形镁合金的流动应力是由Sloof等人介绍13，后来被用来预测在改良的9Cr-1Mo钢中10高温流变应力。一个双曲正弦本构方程应变和应变率补偿纳入修订后已被应用到预测的42CrMo钢和合金D914,15高温下的流动行为。本研究的目的是制定一套本构方程可以用来评估和预测应变，应变率和对V150级石油套管钢的流动应力升高变形温度的影响。为了实现这一目标，等温热压缩试验在宽范围的应变速率和变形温度进行。对实验应力 - 应变数据进行了分析。发达的本构方程的可靠性进行了检查整个实验温度和应变速率范围。2实验在目前使用的V150级石油套管钢的化学成分（质量）调查0.280C-0.900Cr-0.800Mn-0.500Mo-0.050V-（bal.）铁。圆柱试样12毫米的高度和直径8mm被加工进行压缩试验。为了减少热压缩砧座和标本之间的摩擦力，平底槽具有0.2mm的深度被加工中底面截留石墨与机油混合的润滑剂。等温热压缩试验在六个不同的温度（1173，1273，1323，1373，1423和1473K），并在四个不同的应变速率（0.01，0.1，1和10S-1）进行了一个Gleeble试验-3500热模拟机。在高度的降低是60的压缩试验时候结束。变形温度通过热电偶是点焊到试样表面的中心区域测量。应变，变形温度和应变速率被自动地控制和记录。将试样立即在水中淬火后得到高温下的变形显微组织。3结果与讨论从V150级油套管钢的热压缩模式测试中得到的真应力 - 应变曲线示于图1。它可以显著观察到变形温度和流动应力应变速率的影响。流动应力随变形降低温度和应变速率的增加。在0.01S-1的较低应变率，真应力 - 应变曲线显示出一个峰值应力，之后将压力逐渐降低，直到达到稳定状态时，显示动态软化由于回复和再结晶。在1S-1的高应变速率下，真应力 - 应变曲线显示了材料的动态恢复特性没有明显的峰值应力。这是因为较高的温度和较低的应变速率可以用于动态再结晶晶粒的成核和生长在边界提供更高的流动性，而对于能量积累和位错消失时间更长。3.1本构方程应变热变形条件下流动应力主要受变形温度，应变速率影响。该阿伦尼乌斯方程被广泛用于描述应变速率，变形温度和流变应力，特别是在高温度之间的相关性。此外，在变形特性的温度和应变率的影响，可以在一个指数方程的特征在于Z参数（Z轴）。两个等式在数学上表示为：其中，是应变速率（S-1）中，R是通用气体常数（8.31Jmol-1K-1），T为绝对温度（K），Q为热变形的活化自能量（kJmol-1）， 是流动应力（兆帕），对于一个给定的应变，A，N1，N，和是材料常数 =/n1。3.2对于本构方程材料常数的测定 从不同的变形条件下的压缩试验中获得的真应力 - 应变数据可用于评估本构方程的材料常数。下面我们就以0.2变形应变为例，介绍材料常数的求解过程。在一定的变形温度，低的应力水平（1.2）取代的功法和F的指数规律（）代入式（2），分别为，方程（3） 和式（4）可以得到如下：其中B和C是材料常数，它们是独立的变形温度。取方程的两边的对数（3）及（4）式（5）式和（6）可以得到：然后，替代流动应力和0.2应变代入式下对应的应变速率的值 （5）和（6）。很显然，流动应力和应变率之间的关系可以由一组平行直线来近似，如图所示2。N1和的值可以通过ln-ln和-lne 的斜率得到。因为直线的斜率大致相同，我们只需要计算的平均值n1和的最终值可以计算得到为9.1212和0.0977MPa-1。然后，也可以得到 =/n1= 0.01071MPa1。对于所有的应力水平（包括低和高应力水平），方程（2）可以写为：取方程的两边的对数（7），并获得了方程。 （8）：代流动应力的值和相应的0.2应变下应变率对所有变形温度代入式（8）就可以在图3a中得到lnsinh()和ln之间的关系。材料常数n，是从曲线lnsinh()和ln的平均坡度获得的值是6.7702。对于一个特定的应变率，区分公式8，可以得出的以下公式因此，Q值可从lnsinh()斜率得出，作为1000/ T（图3b）的函数。从 图3b，在不同应变率下Q的平均值下它可以很容易地评估变形激活能（Q）为495.08kJmol-1，从lnsinh()曲线截距和ln曲线（图3（a）中很容易的得出在02应变条件下材料常数A的值为2.05361018s-1AT。图1 V150级油套管钢在不同温度下与第（a）0.01S-1，（b）1秒-1的应变速率真应力 - 应变曲线。图2 图（a）是 ln和ln,图(b)和ln之间的关系3.3应变补偿假定应变对升高的温度的流动行为的影响是微不足道的，从而忽略在方程（1）和（2）. 然而，在图1的真应力 - 应变曲线中显示应变的流变应力的效果是明显的，特别是在变形过程中的初始阶段，在这项工作中，应变补偿考虑到了推导的本构方程，以便准确地预测的流变应力。影响应变本构方程的是通过假设掺入的材料常数（即I,e，N，Q和A）相关的应变的多项式函数。然后，分别计算在不同应变在0.05-0.8的范围和用上述方法中的0.05间隔的本构方程的材料常数的值。 图4 ，n,Q和lnA应变下的变化然后采用这些值，以适应多项式。为了确定多项式的适当顺序，尝试和错误的过程进行了通过改变多项式的阶数从3到5。五阶多项式，如公式所示（10），被认为代表具有非常好的相关性和泛化应变对材料常数的影响（图4）此外，多项式函数的系数列于表1：材料常数评估后，流动应力在特定的应变可下以预测。根据双曲线法的定义中，流动应力可以写成的Z参数的一个函数，如下式所示 （11）3.4发达的本构方程的验证为了验证V150级石油套管钢在高温下的本构方程，通过对比实验和预测流动应力的发展（考虑应变的补偿）之间的比较，进行在图5。如该图所示，实验值和预测值之间具有很好的一致性，不同的是所预测的应力为约10MPa比在温度1173K ，0.01秒-1变形的实验值高。本构方程的精确度也进一步通过使用标准的统计参数，例如，相关系数（R）和平均相对误差（AARE）验证其结构。它们被表示为：其中EIIS实验数据和Piis从本构方程得到的预测值。E和P分别为E和P的平均值，N是在调查采用的数据的总数，相关系数（R）是一个常用的统计参数，提供了所观察到的和预测值之间的线性关系的强度信息，而平均相对误差（AARE），用于测量模型的可预测性的无偏统计参数/方程，通过长期的相对误差的短期比较计算.如图6 所示，从实验和预测的流动应力数据之间的相关性得到本构方程。平均相对误差（AARE）被认为是4.21，这反映了开发本构方程的优秀预见性。这些都表明，所研制的本构方程是合适的，这种材料的热变形过程的分析是可靠的。4结论V150级石油套管钢的变形行为研究在很大的温度范围内(1173 - 1473 k)和应变率(0.01-10S-1)通过执行等温热压缩测试。根据实验应力-应变数据,对V150级石油套管钢的组织进行分析。得出如下结论：1. 在实验范围内，随应变速率的增加和变形温度的降低而增大钢的流动应力。应力 - 应变曲线显示动态再结晶特性在低于0.1秒-1的应变速率下，而呈现动态恢复特性的应变率在1 s1。2. 应变的影响被纳入本构方程考虑应变对材料常数的影响(（即，N，Q和LNA）)。五阶多项式来表示应变对具有良好的相关性这些材料常数的影响。3. 在变形条件下测试中流动应力可以精确地预测使用本构方程(考虑到应变的补偿) 与预测整个温度和应变速率范围相关联的平均相对误差为4.21，相关系数为0.994。鸣谢作者十分感谢管材研究所中国石油天然气集团公司，中国西安，寻求技术帮助。参考文献1 W.J. Dan, W.G. Zhang, S.H. Li, Z.Q. Lin, Comput. Mater. Sci. 40 (2007) 101107.2 C. Sommitsch, R. Sievert, T. Wlanis, B. Gunther, V. Wieser, Comput. Mater. Sci.39 (2007) 5564.3 Y.C. Lin, M.S. Chen, J. Zhong, Mater. Lett. 62 (2008) 21322135.4 S.M. Abbasi, A. Shokuhfar, Mater. Lett. 61 (2007) 25232526.5 N. Bontcheva, G. Petzov, Comput. Mater. Sci. 28 (2003) 563573.6 N. Bontcheva, G. Petzov, L. Parashkevova, Comput. Mater. Sci. 38 (2006)8389.7 H. Grass, C. Krempaszky, E. Werner, Comput. Mater. Sci. 36 (2006) 480489.8 Y.C. Lin, M.S. Chen, J. Zhang, Mater. Sci. Eng. A 499 (2009) 8892.9 D. Samantaray, S. Mandal, A.K. Bhaduri, S. Venugopal, P.V. Sivaprasad, Mater.Sci. Eng. A 528 (2011) 19371943.10 D. Samantaray, S. Mandal, A.K. Bhaduri, Mater. Des. 31 (2010) 981984.11 X. He, Z. Yu, X. Lai, Mater. Lett. 62 (2008) 41814183.12 C.M. Sellars, W.J. McTegart, Acta Metall. 14 (1966) 11361138.13 F.A.Slooff,J.Zhou,J.Duszczyk,L.Katgerman,ScriptaMater.57(2007)759762.14 Y.C. Lin, M.S. Chen, J. Zhong, Comput. Mater. Sci. 42 (2008) 470477.15 S. Mandal, V. Rakesh, P.V. Sivaprasad, S. Venugopal, K.V. Kasiviswanathan,Mater. Sci. Eng. A 500 (2009) 114121.16 C. Zener, J.H. Hollomon, J. Appl. Phys. 15 (1944) 2232.17 S. Srinivasulu, A. Jain, Appl. Soft Comput. 6 (2006) 295306.回火工艺对00Cr13Ni4Mo超级马氏体不锈钢力学性能的影响1冶金科学与工程学院，西灿科技大学建筑与西灿，710055，陕西，中国；2.先进的不锈钢材料国家重点实验室，太原030003，山西，中国）摘要：探讨00Cr13Ni4Mo回火工艺对马氏体不锈钢显微组织演变和力学性能的影响（SMSS），标本试样在520-720温度范围内进行回火，保温3小时后空冷，选择优化回火温度并延长保温时间从3小时到12小时，热处理后的显微组织，通过扫描电子显微镜进行了检查，X-射线衍射检查，硬度测量和拉伸试验。结果表明，优越的力学性能是由淬火1040保温1小时+水冷却和回火在600 保温3 h +空冷。提高等温回火时间可以提高韧性。研究发现性能与回火板条马氏体和残余奥氏体组织相关。更多的残余奥氏体含量有利于提高马氏体不锈钢的韧性。关键词：超级马氏体不锈钢；回火；力学性能；残余奥氏体随着深水和超深油井石油/天然气行业的更积极的开发，马氏体不锈钢的API-13Cr类经常遭周围H2S，CO2和氯离子腐蚀和破坏，这是很难满足工作要求。因此,马氏体不锈钢(SMCC)已经被越来越多的用于管道应用自1990年代末1-4,并因其优异的韧性、可焊性、耐腐蚀、便于热处理,和相对较低的价格倾向于取代双相不锈钢在脱模井上的应用。独特的炼钢技术,钢提高了传统马氏体不锈钢通过减少碳含量( 0103%),添加某些合金元素如镍(4% - 6.15%)和钼( 2.15%)。在室温下其热处理组织特点是回火马氏体和残余奥氏体。当回火温度接近到AC1的温度，由于大量存在均匀分布沿马氏体奥氏体间的边界和初始奥氏体晶粒边界 5。在加热过程中,形成的残留奥氏体保留到室温与其他合金元素(镍和钼)6。不恰当的热处理可能会导致微观结构的重要变化的机械属性值严重下降7-8。因为这些钢的优异性能强烈地依赖于热处理的淬火和回火类型和化学成分的平衡，适当回火的钢，具有一定的化学成分是必要的，以进行研究，以实现组织稳定性。在本研究中,探究影响新开发00 cr13ni4mo马氏体不锈钢在回火参数对微观结构和属性的影响得出详细结论。主要的目的是对管线钢在石油和天然气行业的应用，实现良好的韧性和强度。1 实验钢的制作在实验室真空感应熔炼炉中。100公斤铸锭尺寸为150毫米150毫米500毫米锻造一个方坯截面面积80 mm80 mm和一个圆棒直径25毫米的试样。锻造和轧制的加工温度是1150摄氏度，钢的化学成分表1中给出。 表一SMSS的化学成分 （质量百分比，）C si Mn P S Cr Ni Mo N Nv V0.022 0.26 0.50 0.012 0.004 12.5 4.38 0.96 0.044 0.02 0.1样品进行固溶处理在1040退火1小时，接着在水中冷却至室温。1040，足以改变钢充分溶入奥氏体和淬火后形成马氏体相。在此之后，溶液处理试样，分别在520，560，600，640，680和720回火保温3小时，随后空气冷却，适当的回火温度是根据测试结果选择。溶液处理试样的回火在所选定的温度下分别进行3，6，8，10，和12个小时，接着空气冷却。机械性能用拉伸和硬度试验在室温下进行评价。拉伸试验按GB/ T228-2002进行。试样的硬度是由罗克韦尔（维氏）硬度计测量。每个值是硬度值的平均值在三个点上。描述微观结构,样品受到标准的磨削和抛光技术在腐蚀王水(75%的盐酸和25%的硝酸溶液的混合物)。正确蚀刻样本进行扫描电子显微镜(SEM)(模型:Leo438VP)在15到20千伏用二次电子发射, 在钢中的残余奥氏体的含量进行定量，通过比较铁素体相和奥氏体相的理论强度的集成钴的X射线衍射强度测定。2 结果与讨论图1（a）表示的极限抗拉强度的变化，屈服强度（Rp012）和伸长率在不同回火温度下保温3小时的函数。可以看出，随回火温度为520560，极限抗拉强度和屈服强度急剧下降，而伸长率明显增加。从560至600，极限抗拉强度和屈服强度仍下降，前者下降速度比较慢，而且伸长率提高到最大值在600。从600到680时，屈服强度有一个在极限拉伸强度略有增加，并且伸长率急剧降低。经过680摄氏度时，极限抗拉强度和屈服强度显著升高，伸长率更急剧降低。图1（b）示出各种回火温度对硬度值的影响。研究发现，增加回火温度平均HRC硬度提高2832，但变化不明显。硬度的最大值时，在回火680保温3小时，以及680720回火温度之间实现，硬度仍然是一个常数。图1拉伸性能和硬度随回火温度的变化图2伸长率和硬度在600随保温时间的变化图2显示伸长率和硬度与保温时间，当在600回火的变化。可以看出，保温时间的延长伸长率显着增加18至21的。然而,时间对硬度值的影响不大。只有在第一间隔3小时到6小时,观察到显著下降,硬度仍持有超过6 h后大约不变为了解释上述的变化趋势，热处理的试样用扫描电子显微镜和X-射线衍射仪进行分析。图3示出了样品在不同温度下回火保温三小时的微观结构。低碳回火马氏体板条表现形态和残余奥氏体可在显微照片可以看出。随回火温度高达600板条马氏体具有高度错位的特点。当回火在600720时，板条的宽度被认为是粗化，这是由于在残余奥氏体含量的明显下降。图4显示了样品的微观结构分别在600回火6小时和12小时的组织结构。板条马氏体的精致复杂的结构和残余奥氏体（RA）也存在。随着保温时间，所保留的奥氏体晶粒被拉长和残留奥氏体的百分比提高。这是众所周知的，该低碳回火马氏体是负责高拉伸强度和SMSS的硬度。从520到720回火,淬火马氏体变得软化,从而导致消除内部应力、位错密度下降,残留奥氏体的发生6,9 -10。这残留奥氏体展示膜分布之间的马氏体微观结构的金属丝网对钢的韧性很好的影响。奥氏体粒子的增韧机理与变诱发塑性（TRIP）有关5。图3样品在不同回火温度保温3小时的微观结构残留奥氏体在不同回火温度下的内容示于图5（a）所示。很显然，残留奥氏体逐渐增加回火温度变化从520至600; 在此之后，残留奥氏体的含量随温度升高到720而减小。约600，回火钢具有奥氏体高达11.5图3（b）的最高值。这是归因于逆转奥氏体的含量(回火马氏体)及其稳定过程中回火11。根据研究结果 11 ，逆转奥氏体的量随回火回火增加。因此，在较高回火温度为600720时，可在钢中形成大量的逆转奥氏体的。然而，随着逆转奥氏体的含量，奥氏体稳定化元素，如镍逐渐减少，这表明逆转奥氏体的稳定性的增加，由于在Ms点上升回火温度变低的浓度。另一个原因是在逆转奥氏体的稳定性下降是淬火空位的浓度增加 11 -12。由于较低的逆转奥氏体和其高稳定性较低的回火温度520 - 520,只有少数残留奥氏体沉淀在钢回火低于600。图5（b）示出的残留奥氏体量的关系，并保持时间为回火温度为600。残余奥氏体的含量变多的增加而保持时间 进行回火，并且被发现保持12小时后达到约14.1。这是由于马氏体向奥氏体的转变与奥氏体晶粒的生长的存在。图4样品在600回火微观结构(a)不同回火温度下保温三小时；（b）600回火温度下保温时间不同图5.残留奥氏体的变化曲线一些研究已经报道，碳化物析出在不同回火温度下可以强化马氏体不锈钢，例如，M23C6逐步形成和生长随回火温度从500至Ac1温度。这里研究的钢，回火时，从520到600，碳化物析出造成少量的二次硬化可能抵消或部分抵消的逆转奥氏体软化效应。然而，并没有进行这方面的具体分析。在这项试验中中，值得注意的是，变化的残余奥氏体与伸长率变化对应随回火温度为3小时或600不同回火保温时间。究其原因，拉伸性能与回火温度变化的变化可以被描述为如下：1) 回火温度从520到560,位错密度降低,增加残留奥氏体使得降低抗拉强度和延伸率的增加。2) 回火温度从560到600,碳化物的生成和二次硬化可能会导致轻微的极限抗拉强度的下降。3) 回火温度从600到680,残留奥氏体的数量,减少伸长降低,拉伸强度逐渐增加。4) 回火温度较高的范围从680到720,扭转了奥氏体的数量变得更不稳定,转换成新的马氏体在冷却到室温,导致最终的强度急剧增加,也会导致快速伸长下降。回火温度对钢的硬度影响不明显。硬度值随回火温度为520680增加，在这之后的最高值出现。这可能是由于碳化物的沉淀,越来越多的新鲜马氏体部分逆转奥氏体转变。此外,随着占用时间的推移,钢韧性的增加显然由于残留奥氏体含量的增加。细长的奥氏体晶粒和回火在600持有期间的碳氮化物析出的可能是轻微的硬度值的变化的主要原因结论1） 新开发的13Cr-4 NI-1Mo钢回火SMSS在600保温3小时呈现的抗拉强度在905MPa良好的机械性能的组合，在832兆帕，伸长率在18屈服强度和硬度HRC值30。2） 残余奥氏体的含量逐渐回火温度升高，当温度为600回火它可以达到一个最大值。从600提高回火温度到720，残留奥氏体的含量逐渐降低。3） 由于残留奥氏体的存在在回火温度600时有较高的伸长率4） 至于回火温度在600保温12 h，可在硬度和强度减少较小的情况下伸长率可达21%。参考文献： 1 Nakamichi H, Sato K, Miyata Y, et al. Quantitative Analysisof Cr-Depleted Zone Morphology in Low Carbon MartensiticStainless Steel Using FE-(S) TEM J. Corrosion Science,2008, 50(2): 309.2 Ueda M, Amaya H, Ogawa K, et al. Corrosion Resistance ofWeldable Super 13Cr Stainless Steel in H2S Containing CO2En-vironments CMNACE. Corrosion96. Denver: NACE Inter-national, 1996: 58.3 Griffiths A, Nimmo W, Roebuck B, et al. A Novel Approachto Characterising the Mechanical Properties of Supermartensitic13Cr Stainless Steel Welds J. Materials Science and Engi-neering, 2004, 384A(1 /2): 83.4 Carrouge D, Bhadeshia H K D H, Woollin P. Effect ofD-Fer-rite on Impact Properties of Supermartensitic Stainless SteelHeat Affected Zones J. Science and Technology of Weldingand Joining, 2004, 9(5): 377.5 Bilmes P D, Solari M, Llorente C L. Characteristics andEffects of Austenite Resulting From Tempering of 13Cr-NiMoMartensitic Steel Weld Metals J. Materials Characteriza-tion, 2001, 46(4): 285.6 Qin B, Wang Z Y, Sun Q S. Effect of Tempering Temperatureon Properties of 00Cr16Ni5Mo Stainless Steel J. MaterialsCharacterization, 2008, 59(8): 1096.7 Rodrigues C A D, Lorenzo P L D, Sokolowski A, et al. Titani-um and Molybdenum Content in Supermartensitic StainlessSteel J. Materials Science and Engineering, 2007, 460-461A: 149.8 FANG Xu-dong, ZHANG Shou-lu,