形变温度对高锰TRIP／TWIP钢拉伸性能和组织的影响

鲁法云，刘彤妍，杨 平，张 朋

（北京科技大学材料科学与工程学院，北京，100083）

形变温度对高锰TRIP／TWIP钢拉伸性能和组织的影响

鲁法云，刘彤妍，杨 平，张 朋

（北京科技大学材料科学与工程学院，北京，100083）

研究合金成分为18 Mn－0.15C－3Si－3Al的高锰TRIP／TWIP钢（18Mn钢）在－40～200℃范围内的拉伸变形行为，分析形变温度对其拉伸性能、相组成和显微组织的影响。采用EBSD取向成像分析方法着重研究了〈111〉取向的奥氏体晶粒在拉伸过程中的相组成变化。结果表明，随着形变温度的升高，18Mn钢的抗拉强度和延伸率大体上呈降低趋势，TRIP效应很快消失，形变孪晶和位错滑移取代马氏体相变成为主要的形变机制，即奥氏体晶粒内形变机制的变化为：α′－M相变→ε－M相变→形变孪晶→位错滑移。18Mn钢中较硬的铁素体在形变过程中能提高材料的加工硬化率，但同时也会引起低温脆性。

高锰钢；形变温度；TRIP效应；马氏体相变；力学性能

高锰TRIP／TWIP钢因具有极高的强塑性积而得到广泛关注，其中Mn含量低于25%的TRIP钢在室温下通常含有大量的残余奥氏体组织，在变形过程中这些组织产生明显的形变诱发马氏体相变，即TRIP效应，从而提高了钢的强度和塑性［1］。形变温度不同，钢的形变机制、力学性能、显微组织和断口形貌都会发生变化［2－3］。研究人员对奥氏体不锈钢［4－5］、Hadfield钢［6］、高锰奥氏体钢［2］、铁素体钢［7］和双相钢［8］在不同温度下的力学性能进行了分析。结果表明，随着温度的升高，钢的强度都呈现出下降趋势，而其延伸率一般在室温下达到最大值。另外，在室温下，锰含量较低的TRIP钢中存在铁素体组织［1，9］，在形变过程中铁素体和马氏体对材料力学性能的影响是不同的。TRIP效应对形变温度具有依赖性，而目前对高锰TRIP钢在不同温度下的力学性能及组织演变的研究还较少。为此，本文主要分析含有铁素体的高锰TRIP钢在不同温度下拉伸变形时的组织和力学性能，对其明显产生TRIP效应，且具有较好力学性能的温度区间进行探讨。

1 试验材料与方法

冶炼出合金成分为18Mn－0.15C－3Si－3Al的高锰TRIP／TWIP钢（以下简称为18Mn钢），其化学成分如表1所示。将18Mn钢铸锭在1 050℃下锻造成厚度为2 2 mm的板坯，并加热到1 250℃，保温2 h，然后热轧，开轧温度为1 250℃，经过2道次，轧到厚度为15 mm，终轧温度为1 080℃，空冷到670℃后水淬。对热轧钢板进行固溶处理，即加热到1 150℃，保温6 h，水淬。

表1 18Mn钢的化学成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of 18Mn steel

在固溶后的热轧钢板上切取直径为6 mm的标准圆柱拉伸试样，分别在－40、－10、20、50、80、110、140、170、200℃下进行拉伸试验，应变速率均为0.01 s－1。在拉伸试样的中间部位垂直于拉伸方向截取约3 mm厚的圆片作为分析样品，样品经过磨光后，用5%的高氯酸酒精进行电解抛光，然后用4%的硝酸酒精进行侵蚀。

采用D／MAX－RB型X射线衍射仪对样品进行金相分析，采用Zeiss Ultra 55场发射扫描电镜对样品进行组织观察，并用Zeiss Supra 55场发射扫描电镜上配的HKL Channel 5 EBSD系统对样品的典型区域进行EBSD取向成像分析。

2 结果与分析

2.1 18Mn钢原始组织状态

18Mn钢热轧固溶后的组织状态如图1所示，其组织中包含奥氏体和铁素体两相，在图1（a）中可见很弱的ε－M（101）衍射峰，这应该是在制样过程中用力过大致使在样品表面产生了ε－M［10］，采用EBSD分析其原始组织，没有发现ε－M（见图1（c））。图1（b）所示金相组织中浅色的等轴晶粒为奥氏体，有退火孪晶存在，颜色较深的不规则多边形晶粒为铁素体。由图1（c）可见，奥氏体为较均匀的等轴晶粒（灰色），且存在大量平直的退火孪晶，晶粒尺寸约为100μm，不规则的铁素体（彩色）均匀分布在奥氏体周围，铁素体的体积约占13%。

图1 18Mn钢固溶处理后的原始组织状态Fig.1 Initial state of 18Mn steel after solution treatment

奥氏体和铁素体的显微硬度以及合金成分如表2所示。由表2可见，铁素体的显微硬度明显高于奥氏体，其原因在于两相中合金元素的含量不同。能谱分析表明，与奥氏体相比，铁素体组织中Mn的含量较低，Al和Si的含量较高。Al和Si的固溶强化作用较大，使铁素体的硬度高于其基体。据此推断铁素体在形变过程中的强化作用也应该比较明显。

表2 奥氏体和铁素体的显微硬度及其合金成分Table 2 Hardness and compositions of ferrite and austenite

2.2 形变温度对18Mn钢拉伸性能的影响

形变温度对18Mn钢拉伸性能的影响如图2所示。图2（a）给出了几个典型形变温度下的应力－应变曲线。在－40℃拉伸时，18Mn钢具有较高的强度和较好的塑性，且加工硬化率随形变的进行而不断升高，表现出典型的TRIP效应特征。在室温（20℃）下拉伸时，18Mn钢的强度和塑性均匀增加，加工硬化率恒定，表现出明显的TWIP效应特征。18Mn钢在室温下虽然发生马氏体相变，但其相变不完全，而形变孪晶在组织中占主导，因此综合表现出TWIP效应特征。在50℃以上拉伸时，18Mn钢的强度、塑性和加工硬化率均下降，表现出明显的滑移特征，在此温度区间，马氏体相变和孪生受抑制，位错滑移是主要的形变机制。

图2 不同形变温度下18Mn钢的拉伸性能Fig.2 Tensile properties of 18Mn steel at different deformation temperatures

由图2（b）可见，随着形变温度的升高，18Mn钢的强度和塑性大体上呈降低趋势，而在－10℃时，其延伸率达到一个低谷，这可能是试验过程中的偶然性导致。温度降低可促进马氏体相变，在－40℃拉伸时，马氏体相变可连续进行，TRIP效应显著，因而钢的抗拉强度和延伸率很高。在－10℃拉伸时，形变开始时马氏体相变可顺利进行，随后马氏体相变减弱，而此时TWIP效应还很难发生，加工硬化不能阻止裂纹的产生，从而导致拉伸试样提前发生断裂。在室温下拉伸时，马氏体相变仍然存在，形变孪晶也很显著，TRIP／TWIP效应共存，并且在室温下铁素体是韧性的，因此18Mn钢表现出较高的抗拉强度和延伸率。与在室温下相比，在50℃拉伸时，18Mn钢的抗拉强度迅速下降，但形变温度为50～200℃时，其抗拉强度变化不大，呈缓慢降低趋势。从室温开始，随着形变温度的上升，18Mn钢的延伸率缓慢降低，在110℃时急剧降低，随后又逐渐升高，而在200℃时又降到最低点。在50℃以上形变时，18Mn钢中的α′－M基本消失，只有少量ε－M和形变孪晶存在，所以导致其加工硬化率较低。此时铁素体是韧性的，110℃和200℃时钢的延伸率较低可能与ε－M的消失、铁素体／奥氏体界面的分离或者夹杂物的影响有关。

2.3 形变温度对18Mn钢层错能的影响

层错能是金属材料形变机制的决定性因素，通过金属材料的层错能可以很好地预测和解释其形变行为。本文利用Saeed－Akbari的层错能计算方法及其所用参数［11］对18Mn钢在不同温度下的层错能进行计算，结果如表3所示。

一般认为，层错能等于20 mJ／m2是形变诱发马氏体相变的上限。此外，在层错能小于10 mJ／m2时，产生热致ε－M；层错能为12～35 mJ／m2时，应变诱发机械孪晶［12］；层错能为30～40 mJ／m2时，形变机制以位错滑移为主［13］。由表3可见，在室温下，18Mn钢的层错能为21.78 mJ／m2，正好超过形变诱发马氏体相变的上限，并且参照文献［14］计算得出，产生热致ε－M的平衡相变温度为－27.4℃，因此，室温下18Mn钢中的奥氏体是稳定的，不会产生热致马氏体。实际上，18Mn钢在室温下还是会发生形变诱发马氏体相变，但此时形变孪生在形变机制中占主导地位。这是因为，一方面，在层错能的计算过程中没有考虑Si的影响，而Si含量增加会降低层错能；另一方面，由于铁素体中Al、Si的含量比奥氏体中的略高，因此18Mn钢组织中奥氏体的实际Al含量低于计算时采用的平均值，而Al提高层错能的作用比Si降低层错能的作用更明显。因此，18Mn钢层错能的实际值要略低于计算值，18Mn钢在室温下形变时会发生马氏体相变。

表3 18Mn钢在不同温度下的层错能Table 3 Stacking fault energy of 18 Mn steel at different temperatures

将层错能等于20 mJ／m2作为马氏体相变和形变孪晶的分界线，将层错能等于35 mJ／m2作为形变孪晶和位错滑移的分界线。从表3中可以看出，随着形变温度的升高，18Mn钢的层错能明显增加。形变温度为－40℃和－10℃时，18Mn钢的层错能较低，其形变诱发马氏体相变比较明显，变形过程中以TRIP效应为主；在室温下拉伸时，形变诱发马氏体相变减弱，形变孪晶开始占主导，TRIP、TWIP效应共存，但TWIP效应已经很显著；形变温度高于室温直至110℃时，TWIP效应占主导；形变温度高于110℃时，变形过程中的TWIP效应很弱，位错滑移占主导。

2.4 形变温度对18Mn钢的相组成和组织形貌的影响

2.4.1 XRD图谱分析

图3 不同温度下拉伸试样的XRD衍射图Fig.3 XRD patterns of the samples at different tensile temperatures

图3为在不同温度下拉伸变形后试样的XRD图谱。由图3（a）可见，－40℃拉伸变形时，18Mn钢的TRIP效应很显著，（110）bcc衍射峰很强，其由α′－M和铁素体共同产生，同时也出现了ε－M的（101）hcp衍射峰，但其强度比较弱。由图3（b）可见，在室温下拉伸变形时，奥氏体的衍射峰仍然较强，bcc的衍射峰较弱，这时，试样中虽然有马氏体生成，但没有转变的奥氏体仍然很多，所以TRIP效应不显著。而由图3（c）可见，经过110℃拉伸变形后，试样的XRD图谱与其变形之前的XRD图谱（图1（a））相比基本没有变化。因此，形变温度较低时，18Mn钢的形变诱导相变过程进行得比较顺利。随着形变温度的升高，马氏体相变减弱，当温度升至110℃时，马氏体相变基本消失。

2.4.2 拉伸后组织及断口形貌分析

图4为在不同温度下拉伸变形后试样的组织形貌。在低温（－40℃和－10℃）下拉伸变形时，奥氏体晶粒中出现形变诱发马氏体，为细小的ε－M和α′－M。在室温下拉伸变形时，组织中也有透镜状的α′－M出现，如图4（c）中箭头所指，同时还有很多很细的类似形变孪晶的组织，如图4（d）所示，这表明试样变形时存在TWIP效应。在50℃拉伸变形时，透镜状的α′－M马氏体消失，形成了大量细长的类似形变孪晶的组织，这可能是形变孪晶或ε－M。随着形变温度的继续升高（110℃以上），形变孪晶数量减少，形变孪晶片变粗，如图4（g）～图4（i）所示。这是因为，随着温度的升高，18Mn钢的层错能增加，马氏体相变首先受到抑制，因此形变孪晶增多；随着温度的继续升高，孪晶又会逐渐减少，滑移成为主要形变机制。

图4 不同温度下拉伸试样的组织形貌Fig.4 Microstructures of the samples at different tensile temperatures

图5 不同温度下拉伸断裂试样的断口形貌Fig.5 Fracture morphology of the samples at different tensile temperatures

图5为不同温度下拉伸断裂试样的断口形貌。由图5可见，试样在－40℃拉伸断裂时，断口很平，部分区域为解理断裂，其周围分布着韧窝，表明在较低的温度下，18Mn钢的断裂行为从完全的韧性断裂变化为存在部分脆性断裂。这可能是由组织中的铁素体引起的，因为奥氏体形变诱发马氏体相变不会出现低温脆性［1］，而低温下铁素体与马氏体界面的脱离引起解理断裂［15］。－10℃拉伸断裂试样的解理断裂区域面积更大，表明试样的延伸率很低。与－10℃相比，在－40℃拉伸时，18Mn钢的TRIP效应比较显著，能阻止裂纹的扩展，从而使试样获得更高的延伸率。室温时的拉伸试样具有典型的韧窝断口，表明其塑性很好；室温以上的拉伸断口形貌也都是典型的韧窝断口，但形变温度不同时，韧窝的大小有差别，温度越高，韧窝越大，并且在大的韧窝周围分布着许多小韧窝，这些大的韧窝起源于夹杂物或铁素体，而周围小韧窝的起源与形变温度有关。温度较低时，小韧窝起源于马氏体；温度升至80℃以上时，马氏体相变受抑制，小韧窝起源于形变孪晶；温度继续升高，形变孪晶形核困难，孪晶数量减少，小韧窝减少，到200℃时，断口形貌以大韧窝为主。

2.4.3 EBSD取向成像分析

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

图6为－40℃拉伸变形30%后试样的取向成像分析结果。从图6（b）中可以看出，在奥氏体晶粒中产生了ε－M和α′－M，且α′－M分布在ε－M的周围，推断应该是先在奥氏体中产生ε－M片，然后在ε－M片中产生α′－M，这证实了γ→ε→α′的转变序列［16］。从3个相的极图中可以看出，奥氏体基体为｛111｝取向，3个不同的｛111｝面中产生3种取向的ε－M变体，形貌上相互交叉成60°，如图6（c）中3种颜色的线所示，并且与图6（e）中的取向相对应。在3种ε－M中进而形成6种取向的α′－M变体（其中2种比较弱）。此外，2组分别从同一ε－M片中生成的2种α′－M变体，相互间成Σ11关系，如图6（b）和图6（c）中黄色线所示，而分别从不同ε－M片中产生的α′－M变体相遇时成Σ3孪晶关系，如图6（b）和图6（c）中粉色线所示。因此，低温下形变诱发产生马氏体比较容易，但一片ε－M中产生的α′－M变体数目较少。

图7为室温下拉伸变形20%后试样的EBSD取向成像分析结果。由图7（a）可见，试样在室温下拉伸变形后出现TRIP效应，奥氏体中发生γ→ε－M→α′－M的相变，且奥氏体晶粒中有明显的菊池带衬度差别，应该是很细而没有标定出来的形变孪晶。该奥氏体晶粒中生成的ε－M大体只有一种取向（见图7（b）），在一片ε－M变体中产生两种α′－M变体，相互间成Σ11关系，如图7（c）中黄色线所示。从3个相的极图中发现，两个奥氏体取向，1和2（图7（d）所示）呈孪晶关系，其中1为〈111〉取向，2为近〈100〉取向，其共同的孪晶面为图中圆圈所示。根据奥氏体和马氏体的取向关系［17］，马氏体是在两个奥氏体的孪晶面上产生的，这说明了孪晶对相变的促进作用。18Mn钢在室温下拉伸变形时，也能发生ε－M和α′－M相变，存在TRIP效应，但其相变不完全，仍有大量未转变的奥氏体存在，且能发生形变孪晶。因此，18Mn钢在室温下TRIP／TWIP效应共存。

图7 室温下拉伸变形20%试样的EBSD取向成像分析Fig.7 EBSD orientation maps of the sample tensile deformed by 20%at room temperature

图8为110℃拉伸断裂后试样的EBSD取向成像分析结果。从图8（a）中可以看出，孪晶与基体有明显的取向衬度，组织中有较多的形变孪晶存在。从取向成像图中（见图8（b））可以看出，110℃时形变孪晶较粗大，也有部分细的形变孪晶没有标出来，同时还有少量ε－M弥散分布，α′－M完全消失。图8（c）和图8（d）表明，〈111〉取向的奥氏体基体中产生两种近〈100〉取向的形变孪晶变体（图8（d）中用虚线标出孪晶取向），并且在极图上可以看出奥氏体取向的转动。因此，形变温度的升高导致马氏体相变减弱，到110℃时，α′－M相变消失，只有少量ε－M存在，部分形变孪晶变得很粗大，此时18Mn钢的TWIP效应很弱，位错滑移显著，从而加工硬化率很低。

图9为140℃拉伸断裂试样的EBSD取向成像分析结果。从图9（a）中可以看出有较多形变孪晶存在。取向成像结果（见图9（b））表明，组织中没有马氏体，只有粗大的形变孪晶。从图9（c）中进一步看出，〈111〉取向的奥氏体基体中产生3种近〈100〉取向的形变孪晶变体，其取向已用不同颜色的线标出。因此，形变温度升高到140℃时，马氏体相变完全消失，且此时形变孪晶变得很粗大，不能有效阻碍位错滑移，所以孪晶的加工硬化作用很弱，位错滑移是主要的形变机制。

图8 110℃拉伸断裂试样的EBSD取向成像分析Fig.8 EBSD orientation maps of the fracture sample tensile deformed at 110℃

图9 140℃拉伸断裂试样的EBSD取向成像分析Fig.9 EBSD orientation maps of the fracture sample tensile deformed at 140℃

3 讨论

根据18Mn钢在－40～200℃范围内的拉伸性能，没有找到使其延伸率出现明显峰值的形变温度。估计形变温度低于－40℃才有可能获得18Mn钢延伸率的最大值。另外，在－10℃出现的延伸率异常低值可能与铁素体晶粒的脆性解理有关。通常，铁素体的韧脆转变温度应该低于－10℃，然而18Mn钢接近4%的Si含量可能提高了其韧脆转变温度。18Mn钢在－40℃时的延伸率高于－10℃的延伸率，主要是由于在－40℃形变时显著的TRIP效应能抑制从铁素体产生的裂纹进一步扩展。因此，铁素体对高锰钢性能的作用是两方面的。一方面，室温以上时，由于铁素体硬度较高，对提高材料的加工硬化率有贡献。另一方面，低温下铁素体会引起脆性断裂。总的来说，应该从高锰钢中去除铁素体。

本文在对18Mn钢进行EBSD取向成像分析时主要以〈111〉取向的奥氏体晶粒组织变化为例，因为在单向拉伸状态，奥氏体的〈111〉取向是最容易发生形变孪晶或马氏体相变的取向［18］，同时〈111〉取向也是拉伸变形的稳定取向。结果表明，在较低的形变温度下18Mn钢较容易发生马氏体相变，并且转变形成的α′－M变体间通常有∑11关系，或具有∑3关系，这使得马氏体有高的加工硬化率；在较高的形变温度下，由于层错能的提高，马氏体相变被抑制，在〈111〉取向的奥氏体晶粒中只有粗大的孪晶，这表明孪晶的形核率很低，因此孪晶密度很低。这就导致，形成α′－M所需要的ε－M与孪晶的交叉减少，同时位错运动的障碍减少，从而使加工硬化率降低，而其他取向的奥氏体只能发生滑移。因此，在高温下位错滑移是18Mn钢主要的形变机制。

4 结论

（1）随着形变温度的升高，18Mn钢的抗拉强度和延伸率大体上呈下降趋势。低温下的拉伸断口呈现部分解理断裂的特征；室温以上的拉伸断口均呈现为韧窝断口，且温度越高，韧窝越大。18Mn钢中较硬的铁素体，在形变过程中能提高加工硬化率，但同时也会引起低温脆性。

（2）随着形变温度的升高，18Mn钢的层错能逐渐增加。低温下拉伸变形促进18Mn钢的马氏体相变，TRIP效应显著。室温下变形时，仍然发生马氏体相变，但TWIP效应比TRIP效应更显著。温度升高至室温以上，马氏体相变受抑制，首先是α′－M消失，形变孪晶占主导，进而是ε－M消失；温度升至110℃以上，形变孪晶变粗大，数量减少，加工硬化率降低，形变机制以位错滑移为主。

［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，Fu 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，Farrell 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

［责任编辑 尚 晶］

2011－12－17

国家自然科学基金资助项目（50771019）；高等学校博士学科点专项科研基金资助项目（20090006110013）.

鲁法云（1985－），女，北京科技大学博士生.E－mail：lufayun2003＠163.com

杨 平（1959－），男，北京科技大学教授，博士生导师.E－mail：yangp＠mater.ustb.edu.cn