WCA July 2012

使用的峰值工程应 变率，并且通过延 伸仪在最后断裂时 的输出数据得到了 累积损坏应变总值。 除特殊声明的情况 外，所有的样品都 在特定的延伸仪延伸 长度内测试其损坏应 变值。我们使用 4% Picral 蚀刻样品在光 学显微镜下以及飞 利浦 CM120 仪器在 120 千伏电压下使用 透射电子显微镜进行 微观结构性质观察。 我们在室温 32V 电压 下使用 Fischione 双 喷嘴磨砂机对薄泊进 行电抛光操作，使用 的是 95% 乙酸以及 5% 的高氯酸溶液。 我们使用热加工模拟 实验机 1500 系统进

最终拉伸强 度，兆帕

平均延伸 , %

总量延伸 , %

基线

952

9.4

13.7

硼

951

8.2

13.9

高硼

926

11.2

16.6

❍ ❍ 表 2 : 热轧棒的拉伸强度性质

最终拉伸强 度，兆帕

平均延伸 , %

总量延伸 , %

拉丝至直径为 2.5 毫米

基线

1644

1.2

1.5

硼

1592

1.0

1.1

高硼

1677

1.2

1.5

在 2.5 毫米进 行拉丝退火

基线

1324

7.3

8.6

❍ ❍ 图 2 : 空气冷却后高硼钢热轧棒的透射 电子显微图像

硼

1317

6.7

8.9

现在图表中都得到了研究。在 25°C 和 50°C 的冷却速率条件 下，基线组中唯一发现的奥氏体分解机理为马氏体相变，而 在硼合金组中发现的却是珠光体组织形变。另外，硼合金钢 铁组的珠光体形变区域相对更大。在图像和图表 2 中展现的是 热轧钢丝的应变曲线以及延伸性质。基线和 B 钢铁在应变表现 上相当，尽管硼合金钢铁出现屈服点伸长情况( YPE ),而基线 钢材组则表现出连续屈服。(例如,平滑,圆弧的曲线) YPE 的 出现可能是原先没有预料到的，因为合金的设计初衷是将氮 原子与硼原子进行连接，因此 YPE 产生的原因应该不是自由 氮原子所造成的。因此我们可以据此推测这一情况的产生与 碳原子应变老化有关。我们必须承认的是在热轧操作后，钢 棒是在室温条件下进行校直，并且在校直过程中非标准应变 可能会导致 YPE 的消失。在基线和硼合金钢材两组中，拉伸 强度和伸长率的数据结果是相似的。 高硼钢材组的延展性质相对较弱；相对于其它钢材而言，其 下屈服强度上的屈服表现更光滑，并且最终拉伸应力降低了 大约 25MPa 。这个差别的产生不能归为碳含量上的不同，因 9.1 ❍ ❍ 表 3 : 拉丝后直径为 2.5 毫米钢材与拉丝退火后直径为 2.5 毫米钢材 在最终拉伸强度( UTS )，平均延伸( UE )以及总量延伸( TE )条件 下的拉伸属性 高硼 1277 6.7

行膨胀测定。我们对样品以每秒 20°C 的恒定加热速率加热至 950°C ，并恒温 5 分钟。然后分别以 50°C 、 30°C 、 25°C 、 12. 5°C 、 10°C 、 7.5°C 、 5°C 、 2.5°C 和 1°C 每秒的恒定冷却速率 在氦气中进行冷却。然后对每一个个体合金样本进行后续测 试。我们使用温度和时间参量对样品的膨胀率进行测定。 结果和讨论 在热轧板的横截面上进行的光学显微测试的数据记录在了表 格 1 中-实验室准备钢材的化学组成百分比图。图片珠光体 组织是十分明确的。没有发现先共析体构成网络。在超化学 剂量合金钢铁组中，我们进行了 TEM 测试以评估自由氮原子 对钢铁微观结构的影响，而且，在图表中列举了一组具有代 表性的 TEM 微观图。我们没有检测到马氏体，这也许暗示着 自由硼原子并没有增加钢材的硬化性。硼原子以其能在低碳 钢材中大幅度增强硬化性而著称。然而，这一效果在高碳钢 材中要相对弱得多。为了对合金在钢材硬化性上影响进行评 定，我们按照参考文献上的方法对基线组以及硼合金组进行 膨胀测定。如图表所示，硼合金会导致形变发生处的硬化性 能下降。另外，基线组和硼合金组的温度与时间的数据关系 也在图表中得到了展现。许多稳定冷却速率下的钢材应变表

❍ ❍ 图 3 : 不同冷却速率下转变起始和结束时的温度。实线：基线合金 组 虚线：含硼钢组

❍ ❍ 图 4 : 热轧棒的应力应变曲线

硼

高硼

基线

硼

高硼

基线

温度，摄氏度

工程压力，兆帕

时间，秒

工程应变， %

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