魯法云，劉彤妍，楊 平，張 朋

（北京科技大學材料科學與工程學院，北京，100083）

形變溫度對高錳TRIP／TWIP鋼拉伸性能和組織的影響

魯法云，劉彤妍，楊 平，張 朋

（北京科技大學材料科學與工程學院，北京，100083）

研究合金成分為18 Mn－0.15C－3Si－3Al的高錳TRIP／TWIP鋼（18Mn鋼）在－40～200℃范圍內(nèi)的拉伸變形行為，分析形變溫度對其拉伸性能、相組成和顯微組織的影響。采用EBSD取向成像分析方法著重研究了〈111〉取向的奧氏體晶粒在拉伸過程中的相組成變化。結果表明，隨著形變溫度的升高，18Mn鋼的抗拉強度和延伸率大體上呈降低趨勢，TRIP效應很快消失，形變孿晶和位錯滑移取代馬氏體相變成為主要的形變機制，即奧氏體晶粒內(nèi)形變機制的變化為：α′－M相變→ε－M相變→形變孿晶→位錯滑移。18Mn鋼中較硬的鐵素體在形變過程中能提高材料的加工硬化率，但同時也會引起低溫脆性。

高錳鋼；形變溫度；TRIP效應；馬氏體相變；力學性能

高錳TRIP／TWIP鋼因具有極高的強塑性積而得到廣泛關注，其中Mn含量低于25%的TRIP鋼在室溫下通常含有大量的殘余奧氏體組織，在變形過程中這些組織產(chǎn)生明顯的形變誘發(fā)馬氏體相變，即TRIP效應，從而提高了鋼的強度和塑性［1］。形變溫度不同，鋼的形變機制、力學性能、顯微組織和斷口形貌都會發(fā)生變化［2－3］。研究人員對奧氏體不銹鋼［4－5］、Hadfield鋼［6］、高錳奧氏體鋼［2］、鐵素體鋼［7］和雙相鋼［8］在不同溫度下的力學性能進行了分析。結果表明，隨著溫度的升高，鋼的強度都呈現(xiàn)出下降趨勢，而其延伸率一般在室溫下達到最大值。另外，在室溫下，錳含量較低的TRIP鋼中存在鐵素體組織［1，9］，在形變過程中鐵素體和馬氏體對材料力學性能的影響是不同的。TRIP效應對形變溫度具有依賴性，而目前對高錳TRIP鋼在不同溫度下的力學性能及組織演變的研究還較少。為此，本文主要分析含有鐵素體的高錳TRIP鋼在不同溫度下拉伸變形時的組織和力學性能，對其明顯產(chǎn)生TRIP效應，且具有較好力學性能的溫度區(qū)間進行探討。

1 試驗材料與方法

冶煉出合金成分為18Mn－0.15C－3Si－3Al的高錳TRIP／TWIP鋼（以下簡稱為18Mn鋼），其化學成分如表1所示。將18Mn鋼鑄錠在1 050℃下鍛造成厚度為2 2 mm的板坯，并加熱到1 250℃，保溫2 h，然后熱軋，開軋溫度為1 250℃，經(jīng)過2道次，軋到厚度為15 mm，終軋溫度為1 080℃，空冷到670℃后水淬。對熱軋鋼板進行固溶處理，即加熱到1 150℃，保溫6 h，水淬。

表1 18Mn鋼的化學成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of 18Mn steel

在固溶后的熱軋鋼板上切取直徑為6 mm的標準圓柱拉伸試樣，分別在－40、－10、20、50、80、110、140、170、200℃下進行拉伸試驗，應變速率均為0.01 s－1。在拉伸試樣的中間部位垂直于拉伸方向截取約3 mm厚的圓片作為分析樣品，樣品經(jīng)過磨光后，用5%的高氯酸酒精進行電解拋光，然后用4%的硝酸酒精進行侵蝕。

采用D／MAX－RB型X射線衍射儀對樣品進行金相分析，采用Zeiss Ultra 55場發(fā)射掃描電鏡對樣品進行組織觀察，并用Zeiss Supra 55場發(fā)射掃描電鏡上配的HKL Channel 5 EBSD系統(tǒng)對樣品的典型區(qū)域進行EBSD取向成像分析。

2 結果與分析

2.1 18Mn鋼原始組織狀態(tài)

18Mn鋼熱軋固溶后的組織狀態(tài)如圖1所示，其組織中包含奧氏體和鐵素體兩相，在圖1（a）中可見很弱的ε－M（101）衍射峰，這應該是在制樣過程中用力過大致使在樣品表面產(chǎn)生了ε－M［10］，采用EBSD分析其原始組織，沒有發(fā)現(xiàn)ε－M（見圖1（c））。圖1（b）所示金相組織中淺色的等軸晶粒為奧氏體，有退火孿晶存在，顏色較深的不規(guī)則多邊形晶粒為鐵素體。由圖1（c）可見，奧氏體為較均勻的等軸晶粒（灰色），且存在大量平直的退火孿晶，晶粒尺寸約為100μm，不規(guī)則的鐵素體（彩色）均勻分布在奧氏體周圍，鐵素體的體積約占13%。

圖1 18Mn鋼固溶處理后的原始組織狀態(tài)Fig.1 Initial state of 18Mn steel after solution treatment

奧氏體和鐵素體的顯微硬度以及合金成分如表2所示。由表2可見，鐵素體的顯微硬度明顯高于奧氏體，其原因在于兩相中合金元素的含量不同。能譜分析表明，與奧氏體相比，鐵素體組織中Mn的含量較低，Al和Si的含量較高。Al和Si的固溶強化作用較大，使鐵素體的硬度高于其基體。據(jù)此推斷鐵素體在形變過程中的強化作用也應該比較明顯。

表2 奧氏體和鐵素體的顯微硬度及其合金成分Table 2 Hardness and compositions of ferrite and austenite

2.2 形變溫度對18Mn鋼拉伸性能的影響

形變溫度對18Mn鋼拉伸性能的影響如圖2所示。圖2（a）給出了幾個典型形變溫度下的應力－應變曲線。在－40℃拉伸時，18Mn鋼具有較高的強度和較好的塑性，且加工硬化率隨形變的進行而不斷升高，表現(xiàn)出典型的TRIP效應特征。在室溫（20℃）下拉伸時，18Mn鋼的強度和塑性均勻增加，加工硬化率恒定，表現(xiàn)出明顯的TWIP效應特征。18Mn鋼在室溫下雖然發(fā)生馬氏體相變，但其相變不完全，而形變孿晶在組織中占主導，因此綜合表現(xiàn)出TWIP效應特征。在50℃以上拉伸時，18Mn鋼的強度、塑性和加工硬化率均下降，表現(xiàn)出明顯的滑移特征，在此溫度區(qū)間，馬氏體相變和孿生受抑制，位錯滑移是主要的形變機制。

圖2 不同形變溫度下18Mn鋼的拉伸性能Fig.2 Tensile properties of 18Mn steel at different deformation temperatures

由圖2（b）可見，隨著形變溫度的升高，18Mn鋼的強度和塑性大體上呈降低趨勢，而在－10℃時，其延伸率達到一個低谷，這可能是試驗過程中的偶然性導致。溫度降低可促進馬氏體相變，在－40℃拉伸時，馬氏體相變可連續(xù)進行，TRIP效應顯著，因而鋼的抗拉強度和延伸率很高。在－10℃拉伸時，形變開始時馬氏體相變可順利進行，隨后馬氏體相變減弱，而此時TWIP效應還很難發(fā)生，加工硬化不能阻止裂紋的產(chǎn)生，從而導致拉伸試樣提前發(fā)生斷裂。在室溫下拉伸時，馬氏體相變?nèi)匀淮嬖冢巫儗\晶也很顯著，TRIP／TWIP效應共存，并且在室溫下鐵素體是韌性的，因此18Mn鋼表現(xiàn)出較高的抗拉強度和延伸率。與在室溫下相比，在50℃拉伸時，18Mn鋼的抗拉強度迅速下降，但形變溫度為50～200℃時，其抗拉強度變化不大，呈緩慢降低趨勢。從室溫開始，隨著形變溫度的上升，18Mn鋼的延伸率緩慢降低，在110℃時急劇降低，隨后又逐漸升高，而在200℃時又降到最低點。在50℃以上形變時，18Mn鋼中的α′－M基本消失，只有少量ε－M和形變孿晶存在，所以導致其加工硬化率較低。此時鐵素體是韌性的，110℃和200℃時鋼的延伸率較低可能與ε－M的消失、鐵素體／奧氏體界面的分離或者夾雜物的影響有關。

2.3 形變溫度對18Mn鋼層錯能的影響

層錯能是金屬材料形變機制的決定性因素，通過金屬材料的層錯能可以很好地預測和解釋其形變行為。本文利用Saeed－Akbari的層錯能計算方法及其所用參數(shù)［11］對18Mn鋼在不同溫度下的層錯能進行計算，結果如表3所示。

一般認為，層錯能等于20 mJ／m2是形變誘發(fā)馬氏體相變的上限。此外，在層錯能小于10 mJ／m2時，產(chǎn)生熱致ε－M；層錯能為12～35 mJ／m2時，應變誘發(fā)機械孿晶［12］；層錯能為30～40 mJ／m2時，形變機制以位錯滑移為主［13］。由表3可見，在室溫下，18Mn鋼的層錯能為21.78 mJ／m2，正好超過形變誘發(fā)馬氏體相變的上限，并且參照文獻［14］計算得出，產(chǎn)生熱致ε－M的平衡相變溫度為－27.4℃，因此，室溫下18Mn鋼中的奧氏體是穩(wěn)定的，不會產(chǎn)生熱致馬氏體。實際上，18Mn鋼在室溫下還是會發(fā)生形變誘發(fā)馬氏體相變，但此時形變孿生在形變機制中占主導地位。這是因為，一方面，在層錯能的計算過程中沒有考慮Si的影響，而Si含量增加會降低層錯能；另一方面，由于鐵素體中Al、Si的含量比奧氏體中的略高，因此18Mn鋼組織中奧氏體的實際Al含量低于計算時采用的平均值，而Al提高層錯能的作用比Si降低層錯能的作用更明顯。因此，18Mn鋼層錯能的實際值要略低于計算值，18Mn鋼在室溫下形變時會發(fā)生馬氏體相變。

表3 18Mn鋼在不同溫度下的層錯能Table 3 Stacking fault energy of 18 Mn steel at different temperatures

將層錯能等于20 mJ／m2作為馬氏體相變和形變孿晶的分界線，將層錯能等于35 mJ／m2作為形變孿晶和位錯滑移的分界線。從表3中可以看出，隨著形變溫度的升高，18Mn鋼的層錯能明顯增加。形變溫度為－40℃和－10℃時，18Mn鋼的層錯能較低，其形變誘發(fā)馬氏體相變比較明顯，變形過程中以TRIP效應為主；在室溫下拉伸時，形變誘發(fā)馬氏體相變減弱，形變孿晶開始占主導，TRIP、TWIP效應共存，但TWIP效應已經(jīng)很顯著；形變溫度高于室溫直至110℃時，TWIP效應占主導；形變溫度高于110℃時，變形過程中的TWIP效應很弱，位錯滑移占主導。

2.4 形變溫度對18Mn鋼的相組成和組織形貌的影響

2.4.1 XRD圖譜分析

圖3 不同溫度下拉伸試樣的XRD衍射圖Fig.3 XRD patterns of the samples at different tensile temperatures

圖3為在不同溫度下拉伸變形后試樣的XRD圖譜。由圖3（a）可見，－40℃拉伸變形時，18Mn鋼的TRIP效應很顯著，（110）bcc衍射峰很強，其由α′－M和鐵素體共同產(chǎn)生，同時也出現(xiàn)了ε－M的（101）hcp衍射峰，但其強度比較弱。由圖3（b）可見，在室溫下拉伸變形時，奧氏體的衍射峰仍然較強，bcc的衍射峰較弱，這時，試樣中雖然有馬氏體生成，但沒有轉變的奧氏體仍然很多，所以TRIP效應不顯著。而由圖3（c）可見，經(jīng)過110℃拉伸變形后，試樣的XRD圖譜與其變形之前的XRD圖譜（圖1（a））相比基本沒有變化。因此，形變溫度較低時，18Mn鋼的形變誘導相變過程進行得比較順利。隨著形變溫度的升高，馬氏體相變減弱，當溫度升至110℃時，馬氏體相變基本消失。

2.4.2 拉伸后組織及斷口形貌分析

圖4為在不同溫度下拉伸變形后試樣的組織形貌。在低溫（－40℃和－10℃）下拉伸變形時，奧氏體晶粒中出現(xiàn)形變誘發(fā)馬氏體，為細小的ε－M和α′－M。在室溫下拉伸變形時，組織中也有透鏡狀的α′－M出現(xiàn)，如圖4（c）中箭頭所指，同時還有很多很細的類似形變孿晶的組織，如圖4（d）所示，這表明試樣變形時存在TWIP效應。在50℃拉伸變形時，透鏡狀的α′－M馬氏體消失，形成了大量細長的類似形變孿晶的組織，這可能是形變孿晶或ε－M。隨著形變溫度的繼續(xù)升高（110℃以上），形變孿晶數(shù)量減少，形變孿晶片變粗，如圖4（g）～圖4（i）所示。這是因為，隨著溫度的升高，18Mn鋼的層錯能增加，馬氏體相變首先受到抑制，因此形變孿晶增多；隨著溫度的繼續(xù)升高，孿晶又會逐漸減少，滑移成為主要形變機制。

圖4 不同溫度下拉伸試樣的組織形貌Fig.4 Microstructures of the samples at different tensile temperatures

圖5 不同溫度下拉伸斷裂試樣的斷口形貌Fig.5 Fracture morphology of the samples at different tensile temperatures

圖5為不同溫度下拉伸斷裂試樣的斷口形貌。由圖5可見，試樣在－40℃拉伸斷裂時，斷口很平，部分區(qū)域為解理斷裂，其周圍分布著韌窩，表明在較低的溫度下，18Mn鋼的斷裂行為從完全的韌性斷裂變化為存在部分脆性斷裂。這可能是由組織中的鐵素體引起的，因為奧氏體形變誘發(fā)馬氏體相變不會出現(xiàn)低溫脆性［1］，而低溫下鐵素體與馬氏體界面的脫離引起解理斷裂［15］。－10℃拉伸斷裂試樣的解理斷裂區(qū)域面積更大，表明試樣的延伸率很低。與－10℃相比，在－40℃拉伸時，18Mn鋼的TRIP效應比較顯著，能阻止裂紋的擴展，從而使試樣獲得更高的延伸率。室溫時的拉伸試樣具有典型的韌窩斷口，表明其塑性很好；室溫以上的拉伸斷口形貌也都是典型的韌窩斷口，但形變溫度不同時，韌窩的大小有差別，溫度越高，韌窩越大，并且在大的韌窩周圍分布著許多小韌窩，這些大的韌窩起源于夾雜物或鐵素體，而周圍小韌窩的起源與形變溫度有關。溫度較低時，小韌窩起源于馬氏體；溫度升至80℃以上時，馬氏體相變受抑制，小韌窩起源于形變孿晶；溫度繼續(xù)升高，形變孿晶形核困難，孿晶數(shù)量減少，小韌窩減少，到200℃時，斷口形貌以大韌窩為主。

2.4.3 EBSD取向成像分析

圖6 －40℃拉伸30%試樣的EBSD取向成像分析Fig.6 EBSD orientation maps of the sample tensile deformed by 30%at－40℃

圖6為－40℃拉伸變形30%后試樣的取向成像分析結果。從圖6（b）中可以看出，在奧氏體晶粒中產(chǎn)生了ε－M和α′－M，且α′－M分布在ε－M的周圍，推斷應該是先在奧氏體中產(chǎn)生ε－M片，然后在ε－M片中產(chǎn)生α′－M，這證實了γ→ε→α′的轉變序列［16］。從3個相的極圖中可以看出，奧氏體基體為｛111｝取向，3個不同的｛111｝面中產(chǎn)生3種取向的ε－M變體，形貌上相互交叉成60°，如圖6（c）中3種顏色的線所示，并且與圖6（e）中的取向相對應。在3種ε－M中進而形成6種取向的α′－M變體（其中2種比較弱）。此外，2組分別從同一ε－M片中生成的2種α′－M變體，相互間成Σ11關系，如圖6（b）和圖6（c）中黃色線所示，而分別從不同ε－M片中產(chǎn)生的α′－M變體相遇時成Σ3孿晶關系，如圖6（b）和圖6（c）中粉色線所示。因此，低溫下形變誘發(fā)產(chǎn)生馬氏體比較容易，但一片ε－M中產(chǎn)生的α′－M變體數(shù)目較少。

圖7為室溫下拉伸變形20%后試樣的EBSD取向成像分析結果。由圖7（a）可見，試樣在室溫下拉伸變形后出現(xiàn)TRIP效應，奧氏體中發(fā)生γ→ε－M→α′－M的相變，且奧氏體晶粒中有明顯的菊池帶襯度差別，應該是很細而沒有標定出來的形變孿晶。該奧氏體晶粒中生成的ε－M大體只有一種取向（見圖7（b）），在一片ε－M變體中產(chǎn)生兩種α′－M變體，相互間成Σ11關系，如圖7（c）中黃色線所示。從3個相的極圖中發(fā)現(xiàn)，兩個奧氏體取向，1和2（圖7（d）所示）呈孿晶關系，其中1為〈111〉取向，2為近〈100〉取向，其共同的孿晶面為圖中圓圈所示。根據(jù)奧氏體和馬氏體的取向關系［17］，馬氏體是在兩個奧氏體的孿晶面上產(chǎn)生的，這說明了孿晶對相變的促進作用。18Mn鋼在室溫下拉伸變形時，也能發(fā)生ε－M和α′－M相變，存在TRIP效應，但其相變不完全，仍有大量未轉變的奧氏體存在，且能發(fā)生形變孿晶。因此，18Mn鋼在室溫下TRIP／TWIP效應共存。

圖7 室溫下拉伸變形20%試樣的EBSD取向成像分析Fig.7 EBSD orientation maps of the sample tensile deformed by 20%at room temperature

圖8為110℃拉伸斷裂后試樣的EBSD取向成像分析結果。從圖8（a）中可以看出，孿晶與基體有明顯的取向襯度，組織中有較多的形變孿晶存在。從取向成像圖中（見圖8（b））可以看出，110℃時形變孿晶較粗大，也有部分細的形變孿晶沒有標出來，同時還有少量ε－M彌散分布，α′－M完全消失。圖8（c）和圖8（d）表明，〈111〉取向的奧氏體基體中產(chǎn)生兩種近〈100〉取向的形變孿晶變體（圖8（d）中用虛線標出孿晶取向），并且在極圖上可以看出奧氏體取向的轉動。因此，形變溫度的升高導致馬氏體相變減弱，到110℃時，α′－M相變消失，只有少量ε－M存在，部分形變孿晶變得很粗大，此時18Mn鋼的TWIP效應很弱，位錯滑移顯著，從而加工硬化率很低。

圖9為140℃拉伸斷裂試樣的EBSD取向成像分析結果。從圖9（a）中可以看出有較多形變孿晶存在。取向成像結果（見圖9（b））表明，組織中沒有馬氏體，只有粗大的形變孿晶。從圖9（c）中進一步看出，〈111〉取向的奧氏體基體中產(chǎn)生3種近〈100〉取向的形變孿晶變體，其取向已用不同顏色的線標出。因此，形變溫度升高到140℃時，馬氏體相變完全消失，且此時形變孿晶變得很粗大，不能有效阻礙位錯滑移，所以孿晶的加工硬化作用很弱，位錯滑移是主要的形變機制。

圖8 110℃拉伸斷裂試樣的EBSD取向成像分析Fig.8 EBSD orientation maps of the fracture sample tensile deformed at 110℃

圖9 140℃拉伸斷裂試樣的EBSD取向成像分析Fig.9 EBSD orientation maps of the fracture sample tensile deformed at 140℃

3 討論

根據(jù)18Mn鋼在－40～200℃范圍內(nèi)的拉伸性能，沒有找到使其延伸率出現(xiàn)明顯峰值的形變溫度。估計形變溫度低于－40℃才有可能獲得18Mn鋼延伸率的最大值。另外，在－10℃出現(xiàn)的延伸率異常低值可能與鐵素體晶粒的脆性解理有關。通常，鐵素體的韌脆轉變溫度應該低于－10℃，然而18Mn鋼接近4%的Si含量可能提高了其韌脆轉變溫度。18Mn鋼在－40℃時的延伸率高于－10℃的延伸率，主要是由于在－40℃形變時顯著的TRIP效應能抑制從鐵素體產(chǎn)生的裂紋進一步擴展。因此，鐵素體對高錳鋼性能的作用是兩方面的。一方面，室溫以上時，由于鐵素體硬度較高，對提高材料的加工硬化率有貢獻。另一方面，低溫下鐵素體會引起脆性斷裂。總的來說，應該從高錳鋼中去除鐵素體。

本文在對18Mn鋼進行EBSD取向成像分析時主要以〈111〉取向的奧氏體晶粒組織變化為例，因為在單向拉伸狀態(tài)，奧氏體的〈111〉取向是最容易發(fā)生形變孿晶或馬氏體相變的取向［18］，同時〈111〉取向也是拉伸變形的穩(wěn)定取向。結果表明，在較低的形變溫度下18Mn鋼較容易發(fā)生馬氏體相變，并且轉變形成的α′－M變體間通常有∑11關系，或具有∑3關系，這使得馬氏體有高的加工硬化率；在較高的形變溫度下，由于層錯能的提高，馬氏體相變被抑制，在〈111〉取向的奧氏體晶粒中只有粗大的孿晶，這表明孿晶的形核率很低，因此孿晶密度很低。這就導致，形成α′－M所需要的ε－M與孿晶的交叉減少，同時位錯運動的障礙減少，從而使加工硬化率降低，而其他取向的奧氏體只能發(fā)生滑移。因此，在高溫下位錯滑移是18Mn鋼主要的形變機制。

4 結論

（1）隨著形變溫度的升高，18Mn鋼的抗拉強度和延伸率大體上呈下降趨勢。低溫下的拉伸斷口呈現(xiàn)部分解理斷裂的特征；室溫以上的拉伸斷口均呈現(xiàn)為韌窩斷口，且溫度越高，韌窩越大。18Mn鋼中較硬的鐵素體，在形變過程中能提高加工硬化率，但同時也會引起低溫脆性。

（2）隨著形變溫度的升高，18Mn鋼的層錯能逐漸增加。低溫下拉伸變形促進18Mn鋼的馬氏體相變，TRIP效應顯著。室溫下變形時，仍然發(fā)生馬氏體相變，但TWIP效應比TRIP效應更顯著。溫度升高至室溫以上，馬氏體相變受抑制，首先是α′－M消失，形變孿晶占主導，進而是ε－M消失；溫度升至110℃以上，形變孿晶變粗大，數(shù)量減少，加工硬化率降低，形變機制以位錯滑移為主。

［1］ Frommeryer G，Brüx U，Neumann P.Supra－ductile and high－strength manganese－TRIP／TWIP steels for high energy absorption purposes［J］.ISIJ International，2003，43（3）：438－446.

［2］ Zhang F C，F(xiàn)u R D，Qiu L，et al.Microstructure and property of nitrogen－alloyed high manganese austenitic steel under high strain rate tension［J］.Materials Science and Engineering A，2008，492：255－260.

［3］ Curtze S，Kuokkala V－T.Dependence of tensile deformation behavior of TWIP steels on stacking fault energy，temperature and strain rate［J］.Acta Materialia，2010，58：5 129－5 141.

［4］ Byun T S，Hashimoto N，F(xiàn)arrell K.Temperature dependence of strain hardening and plastic instability behaviors in austenitic stainless steels［J］.Acta Materialia，2004，52：3 889－3 899.

［5］ Kim J W，Byun T S.Analysis of tensile deformation and failure in austenitic stainless steels：Part I－temperature dependence［J］.Journal of Nuclear Materials，2010，396：1－9.

［6］ Bayraktar E，Khalid F A，Levaillant C.Deformation and fracture behaviour of high manganese austenitic steel［J］.Journal of Materials Processing Technology，2004，147：145－154.

［7］ Shiba K，Hirose T.Deformation behavior of reduced activation ferritic steel during tensile test［J］.Fusion Engineering and Design，2 0 0 6，8 1：1 0 5 1－ 1 055.

［8］ Curtze S，Kuokkala V－T，Hokka M，et al.Deformation behavior of TRIP and DP steels in tension at different temperatures over a wide range of strain rates［J］.Materials Science and Engineering A，2009，507：124－131.

［9］ Ding H，Tang Z Y，Li W，et al.Microstructures and mechanical properties of Fe－Mn－（A1 Si）TRIP／TWIP steels［J］.Journal of Iron and Steel Research，International，2006，13（6）：66－70.

［10］LüY P，Hutchinson B，Molodov A D，et al.Effect of deformation and annealing on the formation and reversion ofε－martensite in an Fe－Mn－C alloy［J］.Acta Materialia，2010，58：3 079－3 090.

［11］Saeed－Akbari A，Imlau J，Prahl U，et al.Derivation and variation in composition－dependent stacking fault energy maps based on subregular solution model in high－manganese steels［J］.Metallurgical and Materilas Transaction A，2009，40（13）：3 076－3 090.

［12］Allain S，Chateau J－P，Bouaziz O，et al.Correlations between the calculated stacking fault energy and the plasticity mechanisms in Fe－Mn－C alloys［J］.Materials Science Engineering A，2004，387－389（1－2）：158－162.

［13］Remy L，Pineau A.Twinning and strain－induced FCC→HCP transformation in the Fe－Mn－Cr－C system［J］.Materials Science and Engineering，1977，28：99－107.

［14］Saeed－Akbari A.Mechanism maps，mechanical properties，and flow behavior in high－manganese TRIP／TWIP and TWIP steels［D］.Aachen：RWTH Aachen University，2011.

［15］Ahmad E，Manzoor T，Hussain N.Thermomechanical processing in the intercritical region and tensile properties of dual－phase steel［J］.Materials Science and Engineering A，2009，508：259－265.

［16］Cayron C，Barcelo F，de Carlan Y.The mechanisms of the fcc－bcc martensitic transformation revealed by pole figures［J］.Acta Materialia，2010，58：1 395－1 402.

［17］Lu F Y，Yang P，Meng L，et al.Influences of thermal martensites and grain orientations on strain－induced martensites in high manganese TRIP／TWIP steels［J］.Journal of Materials Science and Technology，2011，27（3）：257－265.

［18］Meng L，Yang P，Xie Q G，et al.Dependence of deformation twinning on grain orientation in compressed high manganese steels［J］.Scripta Materialia，2007，56：931－934.

Influence of deformation temperature on the microstructure and properties of a high manganese TRIP／TWIP steel

Lu Fayun，Liu Tongyan，Yang Ping，Zhang Peng
（School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China）

The tensile deformation behavior of 18Mn－0.15C－3Si－3Al steel was investigated at temperatures ranging from－40℃to 200℃.The influence of deformation temperature on tensile properties，phase constitutes and microstructure of the steel was analyzed.EBSD measurement was used to reveal the change of phase constitutes in〈111〉－oriented austenitic grains.The results show that，as the temperature rises，both tensile strength and elongation decrease and TRIP effect disappears fast，and mechanical twinning and dislocation slip dominate.The deformation mechanism evolution is thatα′－martensitic transformation→ε－martensitic transformation→mechanical twinning→dislocation slip.Besides，the harder ferrite in 18Mn steel can enhance work hardening rate，yet causing low temperature brittleness.

high manganese steel；deformation temperature；TRIP effect；martensitic transformation；mechanical property

TG 142.33；TG 113

A

1674－3644（2012）04－0281－09

［責任編輯 尚 晶］

2011－12－17

國家自然科學基金資助項目（50771019）；高等學校博士學科點專項科研基金資助項目（20090006110013）.

魯法云（1985－），女，北京科技大學博士生.E－mail：lufayun2003＠163.com

楊 平（1959－），男，北京科技大學教授，博士生導師.E－mail：yangp＠m(xù)ater.ustb.edu.cn