图2 a. APT重建显示20at% Mn的等表面。b. Mn成分2D图(at.%)。c. Ti成分2D图(at.%)。比例尺:100纳米。d. 450℃给定退火时间后不同相的分数的演变。e. 450℃时效15 min后的显微组织。比例尺:200纳米。
图3 Fe18Mn3Ti合金在6℃时效 h@450 °C. a–d. α-Mn A12相（富锰）析出的马氏体区域的能量色散X射线光谱。比例尺：100 纳米。e. BCC基质（红色）和α-Mn A12相（绿色）之间的界面。插图是相应的FFT，显示立方体对立方体的方向关系。比例尺：5 纳米。f、 g. BCC基质和α-Mn A12相的原子分辨率图像。比例尺：1 纳米。
图 4a显示了 Fe18Mn3Ti 合金在 3 h@450 °C 时效时的工程应力-应变曲线。屈服应力 (YS) 和极限拉伸应力 (UTS) 都随着时效时间的增加而系统地增加，这表明马氏体基体发生了沉淀硬化，并且由于回复奥氏体的体积分数较高，因此加工硬化程度较高。这些结果表明，马氏体的硬化通过限制奥氏体的变形来实现更高的 YS，并且更稳定的奥氏体的更高比例通过更广泛的加工硬化实现更高的 UTS。
图4 a. Fe18Mn3Ti合金在450℃冷轧退火3小时后的拉伸曲线。b. Fe18Mn3Ti合金在450℃冷轧并退火1小时的原位同步XRD分析显示了拉伸变形过程中马氏体和奥氏体相晶格应变的演变。误差条表示与测量相关的精度限制。
由于屈服强度高于 1500 MPa 的超高强度材料通常具有较低的延展性，因此还必须根据冲击和断裂韧性来选择这些材料。假设屈服强度值相似，马氏体时效钢与传统调质超高强度钢相比具有更高的韧性。因此，我们还使用亚尺寸夏比 V 型缺口 (CVN) 样品在不同温度下进行了冲击测试。图 5a显示了 Fe18Mn3Ti 合金在不同测试温度下时效 1 h@450 °C（YS 约为 1600 MPa）的归一化冲击功。随着温度的降低，该材料的冲击能量逐渐降低。这种随温度降低而在冲击能量吸收方面没有突然转变的现象在 FeNi 基马氏体时效钢中也是典型的。
图5 a. Fe18Mn3Ti合金在450℃冷轧和退火1 h时，不同温度下的冲击能量(亚尺寸的夏比v形缺口试样)。数据点代表3次测量的平均值和标准差。b. 与其他超高强度钢牌号相比，Fe18Mn3Ti合金的动态冲击韧性c, d. 100℃(c)和25℃(d)冲击试验后材料断口面的中心区域。c:比例尺:10 μm。d:比例尺为40 μm。
