Fe-Mn-Al轻质高强钢组织和力学性能研究-

第50卷第8期Vol.50No.8

2014年8月

第897-904页ACTAMETALLURGICASINICAAug.2014pp.897-904

Fe-Mn-Al轻质高强钢组织和力学性能研究*

杨富强宋仁伯孙挺张磊峰赵超廖宝鑫

(北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083)

摘要对热轧态与固溶处理后Fe-Mn-Al轻质高强钢进行力学性能检测及组织形貌观察,分析950~1100℃固溶处理工艺

对其组织和力学性能的影响规律,根据真实应力-应变曲线和加工硬化曲线分析拉伸变形特征,对比拉伸变形前后微观组织

形貌和XRD谱,研究其微观变形机理.研究结果表明,所设计的成分体系实验用钢,热轧后为奥氏体基体与少量带状铁素体

的双相组织,密度为6.55g/cm3,达到了轻质高强的设计目标.固溶处理有利于奥氏体晶粒长大与带状铁素体的破碎分解,

使钢板强度降低而塑性提高,但是过高的固溶温度会促进铁素体长大,使铁素体体积分数增大,钢的断后伸长率降低.

1050℃固溶处理后Fe-Mn-Al钢抗拉强度为925.9MPa,断后伸长率为50.20%,强塑积为46.48GPa·%.连续的应变强化行

为使得Fe-Mn-Al钢获得高强度与塑性的良好匹配,稳定硬化阶段应变范围越宽,断后伸长率越大;较高的层错能使其变形

机理区别于TRIP和TWIP效应,变形后仍为奥氏体+铁素体双相组织,变形后奥氏体中可以观察到Taylor晶格、高密度位错

墙以及微带结构,为明显的平面滑移特征.

关键词Fe-Mn-Al钢,轻质高强钢,固溶处理,位错滑移

中图法分类号TG142.7文献标识码A文章编号0412-1961(2014)08-0897-08

MICROSTRUCTUREANDMECHANICALPROPER-

TIESOFFe-Mn-AlLIGHT-WEIGHTHIGH

STRENGTHSTEEL

YANGFuqiang,SONGRenbo,SUNTing,ZHANGLeifeng,ZHAOChao,LIAOBaoxin

SchoolofMaterialsScienceandEngineering,UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083

Correspondent:SONGRenbo,professor,Tel:(010)82377990,E-mail:songrb@http://

Manuscriptreceived2013-12-31,inrevisedform2014-04-21

ABSTRACTTheautomobileindustrypayslotsofattentiononanewkindofsteelwithexcellentcombination

ofstrengthandductilityaswellasthelowerdensity,aimingatdevelopingmoreaffordableandsafevehicleswith

lessfuelcompositionandairpollution.Fe-Mn-Alsteel,addingmoreAlandCelementsintotwinninginducedplas-

ticity(TWIP)steel,showsamazingmechanicalproperties,corrosionresistantandweightreductionthantraditional

steel.ThemechanicalpropertiesandmicrostructureofFe-27Mn-11.5Al-0.95C-0.59Sisteelafterhotrollingandsol-

idsolutiontreatmentwereinvestigatedtoanalysistheevolutionwithintherangeof950~1100℃.Basedonthe

truestress-straincurvesandcorrespondingstrainhardeningrate,thecharacteristicofFe-Mn-Alsteelcouldbeob-

tained.ThedeformationmechanismwaslearnedbycomparingthemicrostructureandXRDaftertensiledeforma-

tion.Theresultsshowthat,withthedesignedcompositionsystem,hotrolledsteelhastheduplexstructureofaus-

tenitematrixandsmallamountofbandedferritewithtensilestrengthof1315.6MPaanddensityof6.55g/cm3,

whichachievestheresearchtargetsofhighstrengthandlight-weight.Solidsolutiontreatmentcontributestoausten-

itegrowthandbandedferritecrushing.Butexorbitanttemperatureresultsincoarseandhighervolumefractionof

ferrite,andtheductilitydropsaswellasthestrength.Thetensilestrengthandelongationofthesteelsolutiontreat-

edat1050℃are925.9MPaand50.20%,respectively.Productoftensilestrengthandelongationis46.48GPa·%.

ContinuousstrainhardeningbehaviorprovidesFe-Mn-Alsteelwithperfectcombinationofstrengthandductility.

*收到初稿日期:2013-12-31,收到修改稿日期:2014-04-21

作者简介:杨富强,男,1986年生,博士生

DOI:

10.11900/0412.1961.2013.00850

898金属学报第50卷

Thewidertheconstanthardeningstage,thelargerofmeasuredelongation.Withtheestimatedstackfaultenergyof

86mJ/m2,thedualphasestructureofausteniteandferriteisretainedaftertensiledeformationotherthantransfor-

mationinducedplasticity(TRIP)orTWIPeffects,andthemicrostructureofdeformedsample,includingTaylorlat-

tice,highdensitydislocationwallandmicroband,showstheobviouscharacteristicofplanerglidingwithobvious

slipbandsonthesurfaceofdeformedaustenite.ThedislocationglidingobservedbyTEMisconsistentwithMBIP

theoryandshouldbeconfirmedbyamountofexperimentsandcontrastinfurther.

KEYWORDSFe-Mn-Alsteel,light-weightandhighstrengthsteel,solidsolutiontreatment,dislocationgliding

现代汽车的发展趋势是轻量、节能、防腐和安0.95,Si0.59,Mn27.02,Al11.5,Nb0.043,Cr0.055,全舒适等.为应对日益严重的资源紧缺与环境污Fe余量.钢锭锻造成截面40mm×80mm方形坯料染,汽车轻量化设计成为世界汽车发展的重要趋势用于热轧实验.在加热炉中以1170℃均匀化2h之一[1].Fe-Mn-Al轻质高强钢因其具有较高的抗拉后进行6道次热轧变形,开轧温度为1050℃,终轧强度、良好的塑性以及较低的密度,正在成为未来温度为850℃,卷取温度为550℃,轧后厚度为汽车用钢的研究方向.Fe-Mn-Al钢在高锰钢的基础4.8mm.固溶处理选择950~1100℃下保温1h后水上增加了Al和C的含量.Al含量的增加一方面可降淬处理.热轧及固溶处理后的钢板沿轧制方向切取低钢的密度,同时增加钢本身的耐蚀性能,含Al的标距为50mm的非比例标准试样,采用CMT4105高锰钢在发生猛烈碰撞时起到缓冲作用.合金元素拉伸试验机测量其力学性能,变形速率为10-3s-1.的含量决定钢中的相组成,Al和Si均为铁素体促进利用DMAX-RB型旋转阳极X射线衍射仪(XRD,元素,当二者含量超过一定范围时,Fe-Mn-Al钢将Cu靶)对变形前后的试样进行结构分析,工作电压由全奥氏体组织变为奥氏体+铁素体双相组织,铁为40kV,工作电流为150mA.金相试样打磨抛光后素体的分布和体积分数是影响Fe-Mn-Al钢力学性采用4%硝酸酒精(体积分数)溶液侵蚀,利用Axio能的重要因素[2].同时,Mn,Al和C的添加能提高材ImagerM2m光学显微镜(OM)和EVO18扫描电镜料的层错能,层错能是了解高锰钢组织与性能关系(SEM)观察其微观组织形貌.利用Imagetool软件分的关键性参数[3~6],较高的层错能使其变形机理区别析钢中铁素体的体积分数.变形后拉伸试样进行打于TRIP(相变诱导塑性)、TWIP(孪晶诱导塑性)效磨、双喷减薄后利用TecnaiF20透射电子显微镜应.Frommeyer和Brux[7]及Yoo等[8~10]研究了高层错(TEM)分析其位错微观结构.利用SartoiusBSA2245能的Fe-Mn-Al钢在变形过程中的微观组织转变,分电子分析天平测量热轧后实验用钢的密度为6.55g/别提出了剪切带诱导塑性(SIP)与微带诱导塑性cm3,与纯Fe相比,密度下降约16.6%.

(MBIP)理论来解释Fe-Mn-Al钢优异的综合力学性

能,但是二者之间存在一定争议,其变形机理尚不2实验结果

明确[11].2.1热轧组织和力学性能

目前,关于Fe-Mn-Al钢的研究相对较少,前期热轧后钢板沿轧制方向取样观察金相组织,如阶段主要以合金的耐蚀性能为研究重点[12].而TRIP图1所示.金相组织显示白色带状组织沿轧向均匀和TWIP钢的研究已经相对成熟,对变形机理及热分布在等轴状奥氏体基体中,大量析出物均匀地分处理工艺已有深刻的了解[13,14],因此,需要对更高布于奥氏体晶界.结合Fe-Mn-Al三元相图等温截Mn和Al含量的轻质高强钢进行开发利用.本研究

通过成分设计优化,提高钢中Mn,Al和C等含量,

降低Si的含量,力求在保证高强度与塑性的基础上

降低钢板密度.经过冶炼、锻造、热轧、固溶处理等

一系列实验手段,研究热轧及固溶处理工艺对Fe-

Mn-Al钢力学性能和微观组织的影响,分析其变形

过程中的组织转变,获得良好的强度与塑性组合.

1实验方法

Fe-Mn-Al轻质高强钢采用真空熔炼炉铸造图1热轧后Fe-Mn-Al钢的微观组织

20kg钢锭,其主要化学成分(质量分数,%)为:CFig.1MicrostructureofhotrolledFe-Mn-Al

steel

第8期杨富强等:Fe-Mn-Al轻质高强钢组织和力学性能研究

899面[15]与XRD分析结果(图2)显示,热轧后组织主要50.20%,强塑积达到46.48GPa·%.当温度超过为奥氏体+铁素体双相组织.Al为铁素体组织促进1050℃时,强度与断后伸长率均降低.

元素,其较高的含量有利于铁素体组织形成,高温强塑积是判定高强韧钢板综合力学性能的重热轧变形过程使得铁素体沿轧制方向被拉长,形成要参数.从表1中可以看出,强塑积随固溶温度变化条带状组织.趋势与断后伸长率相一致,其数值主要由钢板断后

室温拉伸实验结果表明,热轧后钢板抗拉强度伸长率决定.当固溶温度为950℃时,晶界碳化物可为1315.6MPa,屈服强度为1191.5MPa,断后伸长完全固溶于奥氏体基体中,钢板强度下降而塑性略率为14.6%,强塑积为19.21GPa·%,强度较高而塑微增长,晶界碳化物的溶解对提高Fe-Mn-Al钢强塑性较差.这是由于热轧后钢板的奥氏体晶界存在大性影响程度较小.

量析出碳化物(Fe,Mn)3AlC[7],析出强化机理导致钢Fe-Mn-Al钢固溶处理后的微观组织如图3所板具有较高的抗拉强度;同时,带状铁素体与基体示.可见,固溶处理后,奥氏体晶界逐渐平直,随着之间的塑性协调性较差,容易在变形过程中形成微固溶温度的升高,奥氏体晶粒尺寸逐渐增大.950℃裂纹,并扩展形成宏观裂纹与层状断口,导致钢板固溶处理后,可以明显地观察到退火孪晶,铁素体塑性较差.因此,热轧后的钢板需要进行固溶处理带状组织逐渐破碎分离,不连续分布于奥氏体基体消除晶界析出物,改善双相组织形貌,提高其塑性.中(图3a);1000℃固溶处理后,奥氏体晶粒尺寸增

2.2固溶处理大,但晶粒尺寸不均匀,部分晶粒明显长大(图3b);

Fe-Mn-Al钢在950~1100℃经不同温度固溶处当固溶温度为1050℃时,晶粒明显长大并均匀化,理后的力学性能如表1所示.固溶处理可以明显降退火孪晶贯穿整个晶粒,细小的破碎铁素体均匀分低Fe-Mn-Al钢的抗拉强度与屈服强度,950℃固溶布于奥氏体基体中(图3c);当温度达到1100℃,两处理后抗拉强度下降到1069.9MPa,但断后伸长率相组织晶粒尺寸均明显增大,但铁素体晶粒长大程增长较小,反而造成固溶处理后钢板的强塑积低于度超过奥氏体晶粒(图3d),导致铁素体体积分数增热轧钢板.1000~1050℃固溶处理后,抗拉强度明显大造成钢板塑性下降,断后伸长率降低到47.20%.下降;塑性不断提高,并在1050℃时达到最高值除此之外,奥氏体与铁素体组织的形貌与大小还受到热轧铁素体分布的影响.从图3b可以看出,

原始热轧带状组织分布的越密集(1区),带状组织之

间的奥氏体晶粒长大程度越小,而带状破碎程度越小.这是由于带状组织限制了奥氏体的晶粒长大,导致铁素体分布密集区域奥氏体晶粒组织细小.而原始带状铁素体分布疏松区域(2区),奥氏体晶粒长

大程度较高,带状组织破碎程度越高.因此,固溶处理后两相组织形貌与固溶温度、原始组织分布相

关.与热轧后Fe-Mn-Al钢两相组织形貌相比,固溶

２q　／　

（ｏ

）处理有利于奥氏体晶粒长大和带状组织的破碎分

图2热轧Fe-Mn-Al钢板的XRD谱离,铁素体呈片状分布于奥氏体基体中,有利于Fe-

Fig.2XRDspectrumofhot-rolledFe-Mn-AlsteelMn-Al钢的变形协调.

表1固溶处理后Fe-Mn-Al钢的力学性能

Table1MechanicalpropertiesofFe-Mn-Alsteelaftersolidsolutiontreatmentatdifferenttemperaturesfor1h

T/℃Rm/MPaRp0.2/MPaA50/%Rm·A50/(GPa·%)

9501069.9931.615.1216.18

1000976.3786.943.5642.53

1050925.9725.150.2046.48

1100906.8717.447.2042.80

Note:T—temperature,Rm—tensilestrength,Rp0.2—yieldstrength,A50—elongation

900金属学报第50卷

图3Fe-Mn-Al钢经不同温度固溶处理后的金相组织

Fig.3OpticalmicrographsofFe-Mn-Alsteelatsolidsolutiontemperaturesof950℃(a),1000℃(b),1050℃(c)and

1100℃(d)(Areas1and2showbandedferriteconcentrationareaandbandedferritescatteredarea,respectively)

3分析与讨论１

Al的添加可明显降低Fe-Mn-Al钢的密度,减重　／　％１

效果明显,达到轻质化设计目标.Al促进铁素体组ｒｉｔｅ

织的形成,在设计的成分体系下获得奥氏体+铁素ｆ　ｆｅｒ

１体双相组织;同时提高Fe-Mn-Al钢的耐蚀性能,与ｉｏｎ　ｏ

普通碳钢材料相比,采用硝酸酒精溶液作为侵蚀试ｅ　ｆｒａｃｔ

剂,其侵蚀时间长,表明Fe-Mn-Al钢的耐蚀性基于ｕｍ

Ｖｏｌ普通碳钢与不锈钢材料之间.

固溶处理过程中,奥氏体晶粒与带状铁素体组织均发生明显变化,奥氏体晶粒尺寸随固溶温度的Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　／　ｏＣ

升高而增大,晶界析出物溶解在基体中,导致钢板图4Fe-Mn-Al钢中铁素体体积分数随固溶温度的变化抗拉强度和屈服强度不断下降.铁素体作为钢中的Fig.4Changeofferritevolumefractionwithsolutiontem-第二相,其体积分数和分布主要决定材料的塑性,peratureforFe-Mn-Alsteel

对强度影响程度较小.Fe-Mn-Al钢铁素体体积分数围内奥氏体晶粒长大明显,1050~1100℃范围内铁如图4所示.素体长大为主导;铁素体体积分数随固溶温度的升

固溶处理过程中,奥氏体晶粒长大程度明显,高经历了先下降后上升的变化趋势,导致Fe-Mn-Al带状组织被破碎分解,950℃固溶处理后铁素体体钢断后伸长率在1100℃略微下降.断后伸长率决定积分数为13.12%,当固溶温度达到1050℃,铁素体了Fe-Mn-Al钢的强塑积大小,950℃固溶处理后钢体积分数下降到6.07%;奥氏体晶粒长大程度越明中铁素体体积分数高,带状组织破碎不完全,导致显,铁素体所占体积分数越小.当固溶温度达到钢板断后伸长率与强塑积较低;而在1000~1100℃1100℃时,铁素体组织长大程度超过奥氏体,其体范围内固溶处理后奥氏体晶粒均匀化,带状组织破积分数相应增大到6.85%.这表明,950~1100℃范碎分解,铁素体体积分数下降,使得Fe-Mn-Al钢具

第8期杨富强等:Fe-Mn-Al轻质高强钢组织和力学性能研究901有较高的断后伸长率与强塑积.变范围与其均匀变形量有关,应变范围越宽,其断

图5为Fe-Mn-Al轻质高强钢在不同温度固溶后伸长率越大;阶段(III)所对应的真实应变范围相处理后真实应力-应变曲线与相应的加工硬化曲线.接近.

可见,Fe-Mn-Al钢表现为连续屈服,没有明显的屈热轧态与1050℃固溶处理后拉伸试样断口形服点,屈服强度和抗拉强度随固溶温度的升高而下貌如图6所示.热轧Fe-Mn-Al钢中带状组织沿轧向降,1050℃固溶处理后断后伸长率最高.Fe-Mn-Al分布,导致断口韧窝为明显的横向分布,韧窝较浅,钢具有抗拉强度与塑性的良好匹配.比较4组拉伸表明塑性变形较小;同时,由于奥氏体基体与带状铁真实应力-应变曲线与加工硬化曲线,可以看出,Fe-素体之间的塑性协调性差,变形过程中容易在二Mn-Al钢具有连续的加工硬化行为,其真实应力随者之间形成微裂纹,如图6a所示.固溶处理后试样真应变的增大而增大.以1050℃试样为例,加工硬(图6b)断口为明显的韧窝断裂,韧窝尺寸约为8μm.化曲线可以大致分为3个阶段:(I)应变硬化率波动Fe-Mn-Al钢固溶前后拉伸断口形貌对比表明,固溶阶段,即塑性变形的初级阶段,加工硬化率连续下处理对于改善Fe-Mn-Al钢的塑性有显著效果.降并出现一定的波动,真应变为0.0894时,硬化率层错能决定了高锰钢组织性能与变形机理,其降低到1390MPa;(II)稳定硬化阶段,随着应变的增数值受到合金元素含量和变形温度的影响,其中Al大该阶段发生均匀稳定的加工硬化变形,加工硬化可以明显提高钢中奥氏体层错能,并抑制γ→ε转率维持在1480MPa左右;(III)加工硬化率衰减阶变[16,17],目前多采用修正后的Olsen-Cohen热力学模段,当应变大于0.345时加工硬化率逐渐降低直到型[18]计算材料的层错能,并在其它高锰钢中得到验发生断裂,硬化率为0时对应拉伸曲线真应力最高证.层错能γ

计算公式[19]如下:

点.不同固溶处理试样拉伸真应力-应变曲线各不相同,但是整体均可分为上述3个阶段,而稳定阶段应式中,为γ/ε(1)相

　１６

０

４００Ｐａ

ａ１２０

／　Ｍ３００　／　ＭＰ　ｒａｔｅ　

ｓｓ８０ｎｉｎｇ２００Ｓｔｒｅ

ｄｅｈａｒ

４０１００ａｉｎ　Ｓｔｒ

ｓｔｒａｉｎｓｔｒａｉｎ

图5固溶处理后Fe-Mn-Al钢真实应力-应变曲线和加工硬化曲线

Fig.5Truestress-straincurvesofsolidsolutiontreatedFe-Mn-Alsteel(a)andthecorrespondingstrainhardeningrateasa

functionoftruestrain(b)

图6热轧态与1050℃固溶处理后拉伸试样的断口形貌

Fig.6Fracturemorphologiesoftensilespecimenforhot-rolled(a)andsolutiontreatedat1050℃(b)

902金属学报第50卷界面自由能,ΔGγ→ε为γfcc

差.成分分析显示,Fe-Mn-Al→钢中铁素体组织εhcp相间Gibbs自由能律,认为在变形过程中发生了γ→α转变,即铁素体Al含在奥氏体晶界形核并长大,导致变形后钢中应变诱量略高于奥氏体组织,而Mn含量略低,两相之间存导铁素体(DIFT)体积分数增大,且相变铁素体与奥在少量成分差异.由于钢中的合金元素含量较高,氏体两相之前不存在成分差异,但是该机理目前且铁素体组织所占体积分数较小,因此采用Fe-Mn-仅适用于低碳微合金钢板[24].Fe-Mn-Al钢较高的Al钢的成分体系估算钢中奥氏体组织的层错能.根层错能提高了奥氏体的稳定性,相比于铁素体,奥据层错能计算公式以及各合金元素对Gibbs自由氏体更容易发生变形,晶粒组织沿变形方向伸长,能的影响[8]计算得到,室温条件下奥氏体的ΔGγ→ε所占体积分数减小,相应铁素体体积分数增大,导与层错能分别为1150和86mJ/m2,明显高于TRIP致XRD谱中奥氏体峰值高度降低而a铁素体峰值和TWIP钢.研究[20]表明:当层错能小于20mJ/m2升高.

时,易发生形变诱导马氏体,即TRIP效应;当层错图9为Fe-Mn-Al钢拉伸变形后的TEM像.固溶能大于20mJ/m2,而小于55mJ/m2时,易发生形变诱处理后的Fe-Mn-Al轻质高强钢变形后表现为明显导孪晶,即TWIP效应;当层错能大于55mJ/m2,为的平面滑移特征,可以观察到典型的Taylor晶格位错滑移机制.(Taylorlattice)与高密度位错墙(highdensitydisloca-

Fe-Mn-Al轻质高强钢变形后组织形貌如图7所tionwall).Taylor晶格由2个非共面的滑移系统构示.拉伸变形后仍为奥氏体+铁素体双相组织,不连成,作为一种低能量的位错结构,通常出现在非晶续分布的铁素体组织没有发生明显的塑性变形,胞形成金属(non-cellformingmetal)材料变形的初始奥氏体基体沿拉伸方向延长,没有发生马氏体相阶段[25].图9b中可以观察到多条平行分布的高密度变与机械孪晶.大量平行的滑移带贯穿于奥氏体位错墙,间距在100nm左右.而在位错滑移的最终晶粒,部分滑移带穿过奥氏体退火孪晶,滑移带方阶段,2条包含大量几何必需位错的平行位错墙构向在孪晶处发生扭折,并在两侧保持相同取向,形成一条微带(microband),如图9c所示.而非微带内成了台阶状形貌.当应变达到一定程度时,滑移带的位错密度较低,在几何边界两侧观察到明显的位开始在奥氏体晶粒中出现,并随着应变的增大逐错密度差异.不同滑移方向的微带同样发生交割,渐增多,不同滑移系统滑移带在{111}γ中发生滑移将奥氏体晶粒细分,类似于Hall-Petch效应,导致带交割[21,22],滑移带相交角度为60°左右.这是由于Fe-Mn-Al钢较高的抗拉强度.Yoo等[9]认为,在Fe-高层错能材料的位错具有较高的三维可移动性,容Mn-Al钢塑性变形的最终阶段,微带的形成与交割易发生滑移带交割.能够合理地解释Fe-Mn-Al钢连续应变强化行为.

1050℃固溶处理后Fe-Mn-Al钢室温拉伸前后MBIP机理与SIP机理的提出分别针对固溶处理与的XRD谱如图8所示.可见,变形后奥氏体峰值高时效处理后的Fe-Mn-Al钢,Choi等[11]和Park[26]分析度下降,而铁素体(110)a,(211)a和(222)a峰值升高.了时效处理对其加工硬化曲线的影响,对用SIP理Imandoust等[23]研究了不同变形温度下Fe-0.06C-论解释Fe-Mn-Al钢的高强韧性提出质疑　,认为时效29.20Mn-0.60Si-5.20Al(质量分数,%)组织转变规

０

２q　／　（ｏ）

图7Fe-Mn-Al钢变形后组织形貌图8Fe-Mn-Al钢变形前后的XRD谱

Fig.7OpticalmorphologyofFe-Mn-Alsteelafterdefor-Fig.8XRDspectraofFe-Mn-Alsteelbeforeandafterde-

mationformation

第8期杨富强等:Fe-Mn-Al轻质高强钢组织和力学性能研究

903

观察到明显的平面滑移特征和微带结构,但是Fe-

Mn-Al钢的变形机理尚需要进一步研究.

4结论

(1)Fe-Mn-Al轻质高强钢热轧后组织为奥氏体+

带状铁素体组织;固溶处理有利于奥氏体晶粒长大与

带状组织破碎分解,降低钢板强度,提高其断后伸长

率,1050℃固溶处理后强塑积达到46.48GPa·%,但

是过高的固溶温度会提高铁素体体积分数,影响钢

板塑性,使断后伸长率降低.

(2)Fe-Mn-Al轻质高强钢固溶处理后具有高强

度与塑性的良好组合,有连续的应变强化特征,加

工硬化曲线可以分为3个阶段,稳定硬化阶段应变

范围越宽,断后伸长率越大,拉伸断口为明显的韧

窝断裂.

(3)Fe-Mn-Al钢较高的层错能使其在拉伸变形

过程中没有发生马氏体相变或机械孪晶,奥氏体组

织承担主要变形,表现为明显的平面滑移特征,包

括Taylor晶格、高密度位错墙、微带等微观结构.

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(责任编辑:肖素红)