孿晶誘導塑性(Twinning Induced Plasticity)鋼，也稱TWIP鋼。
第一個基于TWIP效應(yīng)的鋼于1998年問世，其強度達到800MPa，斷后伸長率達到85%以上。雖然歐洲，韓國及中國的鋼廠和科研院所對TWIP鋼進行了大量的研究和試制，但業(yè)界人士普遍認為，TWIP鋼實現(xiàn)商業(yè)化生產(chǎn)依然任重道遠。
圖1 TWIP鋼的強度及延伸率的分布概覽
概述
通常而言，TWIP鋼的Mn含量很高（12~30%），并含有少量C (<1 %), Si (<3%)或 Al (<3 %)。它在室溫下的組織為單一的奧氏體組織和少量退火孿晶組織。
TWIP鋼含有大量Mn，是因為Mn對于保持Fe-Mn-Al 三元合金系的奧氏體組織結(jié)構(gòu)至關(guān)重要，同時有利于控制鐵基合金的層錯能(SFE)。
TWIP鋼通常添加鋁，是因為鋁能顯著增加SFE，因此，穩(wěn)定奧氏體，防止Fe-Mn合金在變形的時候發(fā)生相變，同時，鋁可以通過固溶強化對奧氏體晶粒進行強化。
圖2是TWIP鋼的示意圖，圖3是TWIP鋼退火狀態(tài)下的顯微組織圖。
圖2 TWIP鋼示意圖
圖3 TWIP鋼退火狀態(tài)下的顯微組織照片
奧氏體鋼具有出色的強度和延性，良好的耐磨性和耐蝕性，因此得到了廣泛應(yīng)用，高Mn TWIP鋼因其具有高的能量吸收能力（是傳統(tǒng)高強鋼的2倍），高的剛度，可用于改善汽車的碰撞安全性能，因此吸引了汽車行業(yè)的廣泛關(guān)注。
高強度IF鋼，TRIP鋼和TWIP的應(yīng)變硬化行為對比。
室溫下，TWIP鋼具有較低的層錯能( 20~50 mJ/m2)，盡管TWIP鋼中應(yīng)變強化的控制機制細節(jié)尚不清楚，通常認為，TWIP鋼高的瞬時應(yīng)變硬化被認為是由于形變孿晶體積占比的增加引起的。
形變孿晶使鋼的晶粒被反復切割，變得越來越細小，產(chǎn)生的孿晶晶界類似晶界的作用，使材料強化阻礙了位錯的滑移，降低了位錯平均自由行程。圖5為位錯平均自由行程示意圖，圖6為不同應(yīng)變量下的TWIP鋼SEM顯微照片。
圖5 位錯平均自由行程示意圖
TWIP鋼不僅具有極高的強度，同時還具有極高的翻邊成形性能。在工程應(yīng)變約為30%時，其n值上升為0.4，并在隨后的變形過程中保持恒定，直到其均勻伸長率和總伸長率達到50%為止。TWIP鋼的抗拉強度達到1000 MPa以上。
圖7 TWIP鋼的試驗及預測的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線
（Fe-17.5 wt.% Mn-1.4 wt.% Al-0.56 wt.% C）
圖8 TWIP鋼實驗室測得的和預測的孿晶體積占比的演變(右側(cè)Y軸)和預測的應(yīng)力-應(yīng)變曲線（左側(cè)Y軸）（Fe–17.5 wt.% Mn–1.4 wt.% Al–0.56 wt.% C）
TWIP鋼的層錯能及化學成分設(shè)計
TWIP在變形過程中，產(chǎn)生塑性變形的因素包括位錯滑移、孿生及相變，TWIP鋼的塑性變形機制與層錯能(SFE)密切相關(guān)。層錯能是合金材料的重要物理特征，直接影響材料的力學性能、位錯交滑移、相穩(wěn)定性等。圖9所示為面心立方晶體的滑移和孿晶變形示意圖。
圖9 面心立方晶體的滑移和孿晶變形圖
(左) 滑移 (右) 孿晶
Grassel和Frommeye等研究高Mn 奧氏體鋼時發(fā)現(xiàn)，當合金層錯能低于16 mJ/m2，且γfcc→ε馬氏體轉(zhuǎn)變吉布斯自由能ΔGγ→ε=-220 J/m2或更低時，在應(yīng)力作用下，奧氏體在高應(yīng)變區(qū)會應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變，相變延遲了鋼的縮頸，從而提高了鋼的塑性，此謂TRIP（Transformation Induced Plasticity）效應(yīng)。而當合金層錯能約為25 mJ/m2，γfcc→ε馬氏體轉(zhuǎn)變吉布斯自由能ΔGγ→ε為正值，且在110～250 J/m2時，在應(yīng)力作用下發(fā)生TWIP效應(yīng)，奧氏體鋼通過形變中孿晶的形成來延遲縮頸而獲得良好的塑性，因此，合適的層錯能范圍是奧氏體鋼發(fā)生TWIP效應(yīng)的重要條件。層錯能過低(<20mJ/m2)可能誘發(fā)馬氏體相變，而層錯能過高(>40 mJ/m2)又不利于孿晶的形成。
影響層錯能的因素包括合金元素、成分的偏聚、溫度、磁性等，在特定的前提下，可通過控制合金元素的含量使TWIP 鋼在室溫下的層錯能在特定范圍內(nèi)，以保證TWIP效應(yīng)的發(fā)生。
TWIP鋼經(jīng)典成分(Fe-xMn-ySi-zAl)中的主要合金元素為Mn、Al、Si。Mn是奧氏體穩(wěn)定元素，還可增加層錯能，強烈促進TWIP效應(yīng)發(fā)生，抑制TRIP效應(yīng)；Al亦可增加層錯能以抑制馬氏體相變，有利于形變孿晶的形成；Si在TWIP鋼中可固溶于奧氏體，起固溶強化作用，還可以改變C在奧氏體中的溶解度，但它的加入降低了層錯能，抑制了TWIP效應(yīng)，目前TWIP鋼中Si含量均以3%為最佳。
TWIP 鋼的變形機制
在外力的作用下，TWIP鋼的變形主要以孿生方式進行，這是因為對于低層錯能的奧氏體晶粒，微小的變形就能使其內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯與層錯缺陷，在切應(yīng)力作用下位錯源所產(chǎn)生的大量位錯沿滑移面運動時遇到了障礙，位錯被釘扎造成位錯的塞積和纏結(jié)，隨著應(yīng)力的增大位錯不斷堆集，應(yīng)力集中愈來愈大，滑移系很難再滑移運動，不能再通過滑移方式來繼續(xù)塑性變形，當應(yīng)力集中在孿生方向達到臨界應(yīng)力值時，晶體就開始進行孿晶變形。
隨著應(yīng)變量的增加，材料的顯微組織中出現(xiàn)大量的高密度形變孿晶，并產(chǎn)生二次孿晶。初生孿晶與次生孿晶交互穿越、切割基體，增加運動的障礙，起到了細化晶粒的作用，極大提高了TWIP鋼的強度。高應(yīng)變區(qū)首先形成的孿晶界阻礙了該區(qū)滑移的進行，促使其它應(yīng)變較低區(qū)域通過滑移進行形變直至孿晶的形成，這使試樣發(fā)生均勻變形，顯著推遲了縮頸的產(chǎn)生。同時對位錯運動的阻礙也在一定程度上減少了加工硬化現(xiàn)象的發(fā)生，也使塑性變形能夠持續(xù)進行，獲得更大的延伸效果。圖10為TWIP鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線，其中存在的兩種主要的形變機制。
圖10 TWIP鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線中兩種主要的形變機制：
TRIP和TWIN ? Tilmann Hickel, Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH
熱處理工藝對TWIP性能的影響
在一些中等和低層錯能的面心立方金屬或合金(如奧氏體δ-Fe)的再結(jié)晶組織中經(jīng)常能觀察到兩邊界面平直的孿晶片，這些孿晶是在一次再結(jié)晶晶粒的生長過程中伴隨生成的，稱之再結(jié)晶孿晶或退火孿晶。研究表明，TWIP鋼在拉伸變形過程中形變孿晶首先開始于取向合適的退火孿晶，形變孿晶的發(fā)生依賴于退火孿晶的存在。因此TWIP鋼的熱處理工藝是影響TWIP鋼使用性能的關(guān)鍵工藝之一。
有學者研究了淬火、正火、退火三種熱處理工藝條件下Fe-25Mn-3Si-3Al 的TWIP 鋼的組織和性能，發(fā)現(xiàn)在淬火和正火條件下的組織為過冷奧氏體、少量的馬氏體和鐵素體，在拉伸試驗中強度很高，塑性較差；退火態(tài)TWIP鋼的室溫組織為奧氏體，基體中存在大量退火孿晶，在隨后的拉伸變形中形成形變孿晶，一部分形變孿晶保留了初始退火孿晶的位向，其綜合力學性能優(yōu)良。說明TWIP鋼只有在軋后經(jīng)過退火處理獲得大量退火孿晶后，才能在變形中形成形變孿晶從而誘發(fā)高塑性。
有研究表明，TWIP 鋼經(jīng)1000℃退火后，基體中全部為邊界平直的大塊退火孿晶，孿生進行充分，晶粒直徑達20～40μm，可獲得640MPa左右的抗拉強度，255MPa左右的屈服強度和82%以上的伸長率，材料具有較好的綜合力學性能。冷卻速度對于晶粒尺寸和材料的塑性和強度的也有很大影響，冷卻速度越大，拉伸后繼承退火孿晶尺寸的形變孿晶尺寸越小，密度越高，導致材料的強度和塑性越高。
應(yīng)變速率對TWIP鋼性能的影響
TWIP 鋼在準靜態(tài)變形狀態(tài)下，較高應(yīng)變率的形變時間很短，位錯的長程遷移變得困難，位錯更易在小區(qū)域內(nèi)塞積，引起局部應(yīng)力提高。所以高應(yīng)變速率下的孿晶要比低應(yīng)變速率下表現(xiàn)更為活躍，應(yīng)變速率較大時傾向于形成形變孿晶。
在102～103 s-1應(yīng)變速率范圍內(nèi)的動態(tài)條件下，TWIP 鋼應(yīng)變速率的增加抑制了位錯的交滑移和多系滑移，增加了延性斷裂的阻力，使材料的強度得以提高。高應(yīng)變速率使塑性變形從等溫過程轉(zhuǎn)變?yōu)榻^熱或準絕熱過程，塑性變形區(qū)溫度升高導致材料基體軟化，材料變形能力增強。因此，TWIP鋼在動態(tài)條件下的抗拉強度、伸長率和能量吸收值均顯著增加。
TWIP鋼的力學性能
拉伸性能
特殊的變形機制，使得TWIP鋼具有其它鋼不具備的良好的拉伸性能。Grassel等全面研究了第一代TWIP鋼(Fe-xMn-ySi-zAl)的成分和性能，給出了不同成分TWIP鋼靜態(tài)拉伸變形時的力學性能。
隨Mn含量的增加，鋼的抗拉強度由(930±160)MPa降低到(630±100)MPa，而伸長率由(43±4)%增加到(80±10)%，當Mn含量超過25%時，總伸長率基本不變或降低很少。
成形性
對Fe-22Mn-0.6CTWIP 鋼的成形性能研究結(jié)果表明，TWIP鋼通過沖壓形成復雜形狀試件的優(yōu)良能力超過其它等效強度高強鋼和塑性好的鋼。通過剛性凸模脹形實驗測試了18Mn-0.5C-1.5Al的TWIP940鋼的成形極限曲線，結(jié)果表明與600MPa強度的雙相鋼DP600相比，TWIP940鋼表現(xiàn)出更好的冷成形性能。
疲勞性能
對Fe-22Mn-0.5C-Si-V-Cr TWIP鋼在未變形和單調(diào)預制變形兩種狀態(tài)下的低周疲勞性能進行了比較。結(jié)果表明，預制變形量達到20%時，鋼的疲勞壽命提高一倍左右，這是因為單調(diào)預制變形導致形變孿晶的產(chǎn)生，阻礙了位錯的滑移，孿晶與位錯相互作用強化了基體；未預制變形鋼的組織中未發(fā)現(xiàn)新的孿晶系形成。Hamada 等研究了Fe-22Mn-0.6C、Fe-18Mn-0.6CNb、Fe-16Mn- 0.3C-Al 這3種TWIP 鋼的高周疲勞性能和裂紋形核和擴展情況。結(jié)果表明，隨著晶粒尺寸從35μm減少到4.5μm，疲勞強度由400MPa 增加到500MPa；循環(huán)加載過程中未發(fā)生TWIP和TRIP效應(yīng)。Niendorf等研究了疲勞裂紋的生長和組織演變，在環(huán)塑性變性區(qū)基本沒有新的孿晶出現(xiàn)，但有孿晶的生長，這抑制了加工硬化，使TWIP鋼在高周疲勞載荷下具有較好的塑性。
延遲斷裂（氫誘開裂）
迄今為止，延遲開裂被認為是Fe-22Mn-0.6C和FeMnAlSi體系TWIP鋼的最主要問題。這類TWIP鋼的延遲斷裂行為是在充分的沖壓變形量、殘余應(yīng)力及應(yīng)力梯度、較高的基體氫含量、強烈的缺口敏感性的共同作用下產(chǎn)生的。
在充分的沖壓變形量下,由于TWIP鋼具有強加工硬化性能,會導致其接近抗拉強度的峰值殘余應(yīng)力。而充分的應(yīng)力梯度誘導的氫擴散會在殘余應(yīng)力最大處產(chǎn)生氫富集,氫含量增大導致的氫致軟化使TWIP鋼容易萌生微裂紋。缺口敏感性和進一步的應(yīng)力誘導氫擴散，使得微裂紋迅速擴展,從而發(fā)生延遲斷裂。
圖11 TWIP鋼深沖件的延遲開裂示例
(左圖)TWIP鋼深沖件延遲開裂（Fe–22Mn–0.6C）
(右圖) TWIP鋼深沖件延遲開裂的抑制（Fe–22Mn–0.6C- 2.5%Al）
展望
當前，盡管TWIP鋼已可為汽車行業(yè)提供斷后伸長率50–60 %，抗拉強度 900–1100 MPa的產(chǎn)品，同時，還有很多問題亟待解決，例如，屈服強度低依然是個問題，通過預應(yīng)變（冷軋/大平整）增加屈服強度常常無法達到預期的效果，因為這也會降低預應(yīng)變材料的延展性，其他的方法，例如微合金化或晶粒細化方面，仍需進一步深入研究。雖然通過添加Al可抑制延遲斷裂的發(fā)生，但對其機理仍無法解釋。
TWIP鋼工業(yè)化生產(chǎn)已經(jīng)開始，未來的技術(shù)研究應(yīng)集中TWIP鋼合金成分的精細化設(shè)計上，以獲得更高強塑積產(chǎn)品的，并兼顧鋼廠的材料可制造性和汽車行業(yè)的材料易使用性。
在TWIP鋼的物理冶金學方面，也需要開展更多的基礎(chǔ)性研究工作，例如進一步澄清孿晶運作機制以及控制形變孿晶的方法，對TWIP鋼延遲開裂的機理性研究。
應(yīng)用案例
當前的TWIP鋼的鋼級和汽車應(yīng)用示例如下：
TWIP 500/900 A-柱，駕駛艙，前側(cè)梁
TWIP 500/980 車輪，下部控制桿，前防撞梁和后防撞梁，B柱，車輪輪輞
TWIP 600/900 地板橫梁，駕駛艙
TWIP 750/1000 車門防撞梁
TWIP 950/1200 車門防撞梁
（根據(jù)網(wǎng)絡(luò)資料整理）
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