58 / 63
Wire & Cable ASIA – September/October 2007
57
Wir & Cable ASIA – July/August 12
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
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
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
❍
❍
图
2
:
空气冷却后高硼钢热轧棒的透射
电子显微图像
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
硼
1317
6.7
8.9
高硼
1277
6.7
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
温度，摄氏度
时间，秒
❍
❍
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
工程压力，兆帕
工程应变，
%
基线
基线
硼
硼
高硼
高硼