孿晶誘導(dǎo)塑性(Twinning Induced Plasticity)鋼，也稱TWIP鋼。
第一個(gè)基于TWIP效應(yīng)的鋼于1998年問(wèn)世，其強(qiáng)度達(dá)到800MPa，斷后伸長(zhǎng)率達(dá)到85%以上。雖然歐洲，韓國(guó)及中國(guó)的鋼廠和科研院所對(duì)TWIP鋼進(jìn)行了大量的研究和試制，但業(yè)界人士普遍認(rèn)為，TWIP鋼實(shí)現(xiàn)商業(yè)化生產(chǎn)依然任重道遠(yuǎn)。
圖1 TWIP鋼的強(qiáng)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?yàn)镸n對(duì)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(shí)有利于控制鐵基合金的層錯(cuò)能(SFE)。
TWIP鋼通常添加鋁，是因?yàn)殇X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(shí)候發(fā)生相變，同時(shí)，鋁可以通過(guò)固溶強(qiáng)化對(duì)奧氏體晶粒進(jìn)行強(qiáng)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(qiáng)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M(jìn)n TWIP鋼因其具有高的能量吸收能力（是傳統(tǒng)高強(qiáng)鋼的2倍），高的剛度，可用于改善汽車(chē)的碰撞安全性能，因此吸引了汽車(chē)行業(yè)的廣泛關(guān)注。
高強(qiáng)度IF鋼，TRIP鋼和TWIP的應(yīng)變硬化行為對(duì)比。
室溫下，TWIP鋼具有較低的層錯(cuò)能( 20~50 mJ/m2)，盡管TWIP鋼中應(yīng)變強(qiáng)化的控制機(jī)制細(xì)節(jié)尚不清楚，通常認(rèn)為，TWIP鋼高的瞬時(shí)應(yīng)變硬化被認(rèn)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(fù)切割，變得越來(lái)越細(xì)小，產(chǎn)生的孿晶晶界類(lèi)似晶界的作用，使材料強(qiáng)化阻礙了位錯(cuò)的滑移，降低了位錯(cuò)平均自由行程。圖5為位錯(cuò)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(cuò)平均自由行程示意圖
TWIP鋼不僅具有極高的強(qiáng)度，同時(shí)還具有極高的翻邊成形性能。在工程應(yīng)變約為30%時(shí)，其n值上升為0.4，并在隨后的變形過(guò)程中保持恒定，直到其均勻伸長(zhǎng)率和總伸長(zhǎng)率達(dá)到50%為止。TWIP鋼的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1000 MPa以上。
圖7 TWIP鋼的試驗(yàn)及預(yù)測(cè)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(shí)驗(yàn)室測(cè)得的和預(yù)測(cè)的孿晶體積占比的演變(右側(cè)Y軸)和預(yù)測(cè)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(cuò)能及化學(xué)成分設(shè)計(jì)
TWIP在變形過(guò)程中，產(chǎn)生塑性變形的因素包括位錯(cuò)滑移、孿生及相變，TWIP鋼的塑性變形機(jī)制與層錯(cuò)能(SFE)密切相關(guān)。層錯(cuò)能是合金材料的重要物理特征，直接影響材料的力學(xué)性能、位錯(cuò)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M(jìn)n 奧氏體鋼時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)合金層錯(cuò)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(shí)，在應(yīng)力作用下，奧氏體在高應(yīng)變區(qū)會(huì)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(dāng)合金層錯(cuò)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(shí)，在應(yīng)力作用下發(fā)生TWIP效應(yīng)，奧氏體鋼通過(guò)形變中孿晶的形成來(lái)延遲縮頸而獲得良好的塑性，因此，合適的層錯(cuò)能范圍是奧氏體鋼發(fā)生TWIP效應(yīng)的重要條件。層錯(cuò)能過(guò)低(<20mJ/m2)可能誘發(fā)馬氏體相變，而層錯(cuò)能過(guò)高(>40 mJ/m2)又不利于孿晶的形成。
影響層錯(cuò)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(guò)控制合金元素的含量使TWIP 鋼在室溫下的層錯(cuò)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(cuò)能，強(qiáng)烈促進(jìn)TWIP效應(yīng)發(fā)生，抑制TRIP效應(yīng)；Al亦可增加層錯(cuò)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(qiáng)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(cuò)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(jī)制
在外力的作用下，TWIP鋼的變形主要以孿生方式進(jìn)行，這是因?yàn)閷?duì)于低層錯(cuò)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(cuò)與層錯(cuò)缺陷，在切應(yīng)力作用下位錯(cuò)源所產(chǎn)生的大量位錯(cuò)沿滑移面運(yùn)動(dòng)時(shí)遇到了障礙，位錯(cuò)被釘扎造成位錯(cuò)的塞積和纏結(jié)，隨著應(yīng)力的增大位錯(cuò)不斷堆集，應(yīng)力集中愈來(lái)愈大，滑移系很難再滑移運(yùn)動(dòng)，不能再通過(guò)滑移方式來(lái)繼續(xù)塑性變形，當(dāng)應(yīng)力集中在孿生方向達(dá)到臨界應(yīng)力值時(shí)，晶體就開(kāi)始進(jìn)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(yùn)動(dòng)的障礙，起到了細(xì)化晶粒的作用，極大提高了TWIP鋼的強(qiáng)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(jìn)行，促使其它應(yīng)變較低區(qū)域通過(guò)滑移進(jìn)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(shí)對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)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(jìn)行，獲得更大的延伸效果。圖10為T(mén)WIP鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線，其中存在的兩種主要的形變機(jī)制。
圖10 TWIP鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線中兩種主要的形變機(jī)制：
TRIP和TWIN ? Tilmann Hickel, Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH
熱處理工藝對(duì)TWIP性能的影響
在一些中等和低層錯(cuò)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(zhǎng)過(guò)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(guò)程中形變孿晶首先開(kāi)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(xué)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(guò)冷奧氏體、少量的馬氏體和鐵素體，在拉伸試驗(yàn)中強(qiáng)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(xué)性能優(yōu)良。說(shuō)明TWIP鋼只有在軋后經(jīng)過(guò)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(jìn)行充分，晶粒直徑達(dá)20～40μm，可獲得640MPa左右的抗拉強(qiáng)度，255MPa左右的屈服強(qiáng)度和82%以上的伸長(zhǎng)率，材料具有較好的綜合力學(xué)性能。冷卻速度對(duì)于晶粒尺寸和材料的塑性和強(qiáng)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(dǎo)致材料的強(qiáng)度和塑性越高。
應(yīng)變速率對(duì)TWIP鋼性能的影響
TWIP 鋼在準(zhǔn)靜態(tài)變形狀態(tài)下，較高應(yīng)變率的形變時(shí)間很短，位錯(cuò)的長(zhǎng)程遷移變得困難，位錯(cuò)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(shí)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(dòng)態(tài)條件下，TWIP 鋼應(yīng)變速率的增加抑制了位錯(cuò)的交滑移和多系滑移，增加了延性斷裂的阻力，使材料的強(qiáng)度得以提高。高應(yīng)變速率使塑性變形從等溫過(guò)程轉(zhuǎn)變?yōu)榻^熱或準(zhǔn)絕熱過(guò)程，塑性變形區(qū)溫度升高導(dǎo)致材料基體軟化，材料變形能力增強(qiáng)。因此，TWIP鋼在動(dòng)態(tài)條件下的抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和能量吸收值均顯著增加。
TWIP鋼的力學(xué)性能
拉伸性能
特殊的變形機(jī)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(shí)的力學(xué)性能。
隨Mn含量的增加，鋼的抗拉強(qiáng)度由(930±160)MPa降低到(630±100)MPa，而伸長(zhǎng)率由(43±4)%增加到(80±10)%，當(dāng)Mn含量超過(guò)25%時(shí)，總伸長(zhǎng)率基本不變或降低很少。
成形性
對(duì)Fe-22Mn-0.6CTWIP 鋼的成形性能研究結(jié)果表明，TWIP鋼通過(guò)沖壓形成復(fù)雜形狀試件的優(yōu)良能力超過(guò)其它等效強(qiáng)度高強(qiáng)鋼和塑性好的鋼。通過(guò)剛性凸模脹形實(shí)驗(yàn)測(cè)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(qiáng)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(duì)Fe-22Mn-0.5C-Si-V-Cr TWIP鋼在未變形和單調(diào)預(yù)制變形兩種狀態(tài)下的低周疲勞性能進(jìn)行了比較。結(jié)果表明，預(yù)制變形量達(dá)到20%時(shí)，鋼的疲勞壽命提高一倍左右，這是因?yàn)閱握{(diào)預(yù)制變形導(dǎo)致形變孿晶的產(chǎn)生，阻礙了位錯(cuò)的滑移，孿晶與位錯(cuò)相互作用強(qiáng)化了基體；未預(yù)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(kuò)展情況。結(jié)果表明，隨著晶粒尺寸從35μm減少到4.5μm，疲勞強(qiáng)度由400MPa 增加到500MPa；循環(huán)加載過(guò)程中未發(fā)生TWIP和TRIP效應(yīng)。Niendorf等研究了疲勞裂紋的生長(zhǎng)和組織演變，在環(huán)塑性變性區(qū)基本沒(méi)有新的孿晶出現(xiàn)，但有孿晶的生長(zhǎng)，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(kāi)裂）
迄今為止，延遲開(kāi)裂被認(rèn)為是Fe-22Mn-0.6C和FeMnAlSi體系TWIP鋼的最主要問(wèn)題。這類(lèi)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(qiáng)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(qiáng)加工硬化性能,會(huì)導(dǎo)致其接近抗拉強(qiáng)度的峰值殘余應(yīng)力。而充分的應(yīng)力梯度誘導(dǎo)的氫擴(kuò)散會(huì)在殘余應(yīng)力最大處產(chǎn)生氫富集,氫含量增大導(dǎo)致的氫致軟化使TWIP鋼容易萌生微裂紋。缺口敏感性和進(jìn)一步的應(yīng)力誘導(dǎo)氫擴(kuò)散，使得微裂紋迅速擴(kuò)展,從而發(fā)生延遲斷裂。
圖11 TWIP鋼深沖件的延遲開(kāi)裂示例
(左圖)TWIP鋼深沖件延遲開(kāi)裂（Fe–22Mn–0.6C）
(右圖) TWIP鋼深沖件延遲開(kāi)裂的抑制（Fe–22Mn–0.6C- 2.5%Al）
展望
當(dāng)前，盡管TWIP鋼已可為汽車(chē)行業(yè)提供斷后伸長(zhǎng)率50–60 %，抗拉強(qiáng)度 900–1100 MPa的產(chǎn)品，同時(shí)，還有很多問(wèn)題亟待解決，例如，屈服強(qiáng)度低依然是個(gè)問(wèn)題，通過(guò)預(yù)應(yīng)變（冷軋/大平整）增加屈服強(qiáng)度常常無(wú)法達(dá)到預(yù)期的效果，因?yàn)檫@也會(huì)降低預(yù)應(yīng)變材料的延展性，其他的方法，例如微合金化或晶粒細(xì)化方面，仍需進(jìn)一步深入研究。雖然通過(guò)添加Al可抑制延遲斷裂的發(fā)生，但對(duì)其機(jī)理仍無(wú)法解釋。
TWIP鋼工業(yè)化生產(chǎn)已經(jīng)開(kāi)始，未來(lái)的技術(shù)研究應(yīng)集中TWIP鋼合金成分的精細(xì)化設(shè)計(jì)上，以獲得更高強(qiáng)塑積產(chǎn)品的，并兼顧鋼廠的材料可制造性和汽車(chē)行業(yè)的材料易使用性。
在TWIP鋼的物理冶金學(xué)方面，也需要開(kāi)展更多的基礎(chǔ)性研究工作，例如進(jìn)一步澄清孿晶運(yùn)作機(jī)制以及控制形變孿晶的方法，對(duì)TWIP鋼延遲開(kāi)裂的機(jī)理性研究。
應(yīng)用案例
當(dāng)前的TWIP鋼的鋼級(jí)和汽車(chē)應(yīng)用示例如下：
TWIP 500/900 A-柱，駕駛艙，前側(cè)梁
TWIP 500/980 車(chē)輪，下部控制桿，前防撞梁和后防撞梁，B柱，車(chē)輪輪輞
TWIP 600/900 地板橫梁，駕駛艙
TWIP 750/1000 車(chē)門(mén)防撞梁
TWIP 950/1200 車(chē)門(mén)防撞梁
（根據(jù)網(wǎng)絡(luò)資料整理）
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