1、新型高強韌TWIP鋼概述一 背景隨著人們生活水平的日益提高，有車一族在城市中的比重越來越大，現代汽車的發展趨勢是輕量化，節能和安全等，為適應這一發展需要，在汽車制造中有必要采用高強度的鋼板。據統計，汽車重量每減輕1%，燃料消耗可降低0.6%1.0%1，而能耗高會導致尾氣排放量增加，因此，汽車減重對節能和環保意義重大。汽車減重的一個重要手段是采用高強度鋼。基于這種情況汽車工業迫切需要人們對高強度鋼的研究和開發。近年來新開發的含15-25%Mn、2-4%Si和2-4%Al的高Mn鋼顯示出極高的延伸率（60-95%）和中等的強（600-1100MPa），其抗拉強度和延伸率的乘積在50000 MPa%

2、以上，其優良的力學性能來自于形變過程中的孿生誘發塑性效應，即TWIP效應。TWIP鋼是現在研究較廣泛的超高強度鋼，它不僅具有高強度，高的應變硬化率，還有非常優良的塑性，韌性和成形性能。從現代汽車用鋼對高強度和高塑性的要求來看，TWIP鋼是最佳選擇。經過成分篩選，發現Fe-25Mn-3Si-3Al合金具有最佳的TWIP效應，其研發和實用化對汽車用鋼板產業和汽車產業的調整升級起著重要作用，具有巨大的經濟開發潛力。國外知名鋼企業和研究機構在TWIP鋼的成分設計、處理工藝、微觀機理等方面開展了廣泛研究，目前，典型成分除Fe-Mn-Si-Al系外，還有Fe-Mn-C系和Fe-Mn-Al-C系TWIP鋼。

3、國內的上海大學、上海交通大學、北京科技大學、東北大學等高校研究機構聯合上海寶鋼、鞍山鞍鋼等大型鋼鐵企業在此領域進行了深入的研究2。二 概念和力學性能TWIP鋼是twinning induced plasticity steel的簡稱，全稱：孿生誘發塑性鋼。孿晶誘發塑性（TWIP）鋼是第二代高強度用鋼的一種，因其形變過程中能產生大量形變孿晶、推遲縮頸的形成，具有優異的強塑性及高應變硬化性、高能量吸收能力（時吸收能達到0.5J/ram3）2而得名，是一種理想的汽車用抗沖擊結構材料。Grassal等9在研究Fe-Mn-Si-Al系TRIP鋼時發現了該鋼，并提出孿晶誘發塑性（TWIP）的概念。材料的力

4、學性能決定于其基體組織，TWIP鋼為單一的奧氏體(面心立方)組織，因而具有較低的屈服強度(約280 MPa)，中等的抗拉強度(約600 MPa)5。面心立方結構的TWIP鋼密排面密排程度高，滑移系，滑移方向多，因而塑性好，特別是當TWIP鋼拉伸時，由于高應變區會應變誘發孿晶轉變，由此顯著延遲鋼的縮頸，從而極大地提高了鋼的塑性，因此具有極高的延伸率(大于80 %)6。除此之外，另一個令人矚目的力學性能是具有高的能量吸收能力和沒有低溫脆性轉變溫度。如20時約為0.5J/mm3 2，為傳統深沖鋼的兩倍以上；在196 200形變溫度區間內沒有低溫脆性轉變溫度。該鋼在無外載荷的條件下，室溫組織是穩定的奧

5、氏體，基體中存在大量的退火孿晶，一旦施加一定的外部載荷后，因為應變誘發產生形變孿晶，發生大的無頸縮延伸，表現出優良的機械性能，如高的應變硬化率、高的塑性值和高的強度2。與TRIP鋼相比較，應變誘發的馬氏體組織更有利于提高鋼的抗拉強度，而應變誘發的孿晶則更有利于提高塑性，故TWIP鋼的塑性遠大于TRIP鋼，而抗拉強度低于TRIP鋼TWIP鋼的特點有：（1）：具有良好的抗拉強度（600MPa）（2）：具有優良的延伸率（70%）（3）：具有高的能量吸收能力（傳統深沖鋼的2倍以上)（4）：具有沒有低溫脆性轉變溫度 (196200）（5）：具有高的能量吸收率（時吸收能達到0.5J/ram3）三 TWIP

6、鋼的產生機理TWIP 鋼是變形時孿晶誘導塑性( Twinning induced plasticity)或通過應變誘導殘留奧氏體轉變為馬氏體。 TWIP(Twining Induced Plasticity)鋼經軋制并退火、水淬處理后基體組織為奧氏體，并伴有大量退火孿晶。孿生作為塑性變形的另一種機制，在 發生孿生的過程 中孿晶出現的頻率和尺寸取決于晶 體結構和層錯能的大小。當晶體在切應力的作用下 發生了孿生變形時，晶體的一部分沿一定的孿生面和孿生方向相對于另一部分晶體作均勻的切變，晶體的點陣類 型不 發生變化，但它使均勻切變區中的晶體取 向發生變更，變為與未切變區晶體成鏡面對稱 的取 向。變形

7、部分的晶體位向發生改變，可是原來處于不利取向的滑移系轉變為新的有利取向，可以進一步激發滑移。孿生與滑移交替進行，使TWIP鋼 的塑性 非 常優 異。在軋制過程中，隨著形變增加 ，孿 晶會發生轉動，在4個1 1 1孿生面都會出現堆垛層錯和孿晶，這樣排列的孿晶因孿晶間的相互制約，在應變量增加時孿晶不能發生轉動，沿軋制面排列。 TWIP鋼優異的力學性能來自孿生誘導塑性這種孿生在形變中的作用與傳統的概念完全不同。TWIP鋼成分設計要求是，其在形變過程中誘發孿晶，抑制馬氏體相變，從而產生TWIP效應。四 TWIP鋼的發展歷程和分類孿生誘發塑性（TWIP）鋼是鋼材在強度和延展性綜合性能上的一次突破,它不僅

8、具有很高的強度和成型性，還具有很好的吸收沖擊能量能力，是新一代延性高強鋼的一個發展方向。TWIP鋼是最近幾年國外正在進行研究的高強度，高塑性鋼。該鋼在使用時無外載荷，冷卻到室溫下的組織是穩定的殘余奧氏體，但是如果施加一定的外部載荷，由于應變誘導產生機械孿晶，會產生大的無頸縮延伸，顯示出非常優異的力學性能。由于加入了大量的Al，鋼的密度也會有所下降。目前國外的研究已經從第一代的Fe-25Mn-3Al-3Si-0.03C系列到第二代的Fe-23Mn-0.6C系一直到目前的Fe-26Mn-11Al-1.1C和Fe-6Al-0.05Ti-0.05Nb-0.02B系3。德國馬普鋼鐵研究所G.Fromme

9、yer11課題組研制和開發了Fe-Mn-Si-Al系高錳奧氏體TRIP/TWIP鋼，并申請專利(專利號：1997DE19727759，EP9810981)并注冊商標“HSD”。國內開展這方面的研究起步較晚，但勿庸置疑，TWIP鋼具有極高的強塑積，優勢十分明顯。TWIP鋼的開發在我國具有極大的潛力，蘊涵著巨大的商機和市場1）、第一代TWIP鋼（典型成分：Fe-25Mn-3Al-3Si），鍛造成棒材，經高溫退火后水冷，然而較高含量的Al影響鋼水的澆鑄，較高含量的Si影響冷軋板的鍍鋅質量。該類鋼的優點：具有中等的抗拉強度（650MPa）和更高的塑性（90%）；缺點：鍍鋅表面焊接問題，鋅會沿著接頭處的

10、晶界滲入，使接頭不穩定。2）、第二代TWIP鋼（典型成分：Fe-23Mn-0.6C），鑄造成板坯，經熱軋、冷軋、高溫退火后快速冷卻，它去除了合金元素鋁和硅，卻出現了以前奧氏體和高強度鋼存在的延遲斷裂、一定程度的缺口敏感性兩大問題。此類鋼的優點：很高的抗拉強度（1000MPa）和良好的塑性（50%）；缺點是延遲開裂、缺口敏感性。第一、二代TWIP鋼的共同缺點是生產加工過程中吸氫比較嚴重，有時會造成延遲斷裂。一般吸氫可以通過退火來消除，但是由于鍍鋅過程帶來的吸氫退火能破壞鍍層，所以不能通過退火來消除。因此開始了新的TWIP鋼的研發。3）、第三代TWIP鋼正在研發中，主要集中在高Mn鋼中通過置換固溶

11、原子（Mn、Al、Si）成分調整來獲得TWIP效應。國內對于高錳TWIP鋼的研究比較晚，世界上研究先進的國家有德國、韓國。五、成分對合金元素的影響1、 合金元素的作用TWIP鋼中合金元素有兩個作用，第一是對奧氏體穩定性的影響；第二是對奧氏體層錯能的影響。TWIP鋼經典成分(Fe-25Mn-3Si-3Al)中的主要合金元素為錳、鋁、硅。錳是TWIP鋼最重要的組成元素之一，具有很強的促進奧氏體化的作用，使TWIP鋼在低溫下依然可以得到穩定的奧氏體相，同時又是增加合金層錯能的最有效元素，強烈促進TWIP效應，抑制TRIP效應?？傮w上，隨Mn含量的增加，TWIP鋼表現出塑性提高、強度下降的趨勢。鋁元素

12、亦可增加合金的層錯能，抑制奧氏體向馬氏體的轉變，但由于鋁易氧化，在鋼板澆鑄時容易生成氧化物殘渣堵住澆鑄口，故高鋁成分不利于TWIP鋼的工業化生產4。硅元素可以降低馬氏體相變臨界溫度s，對室溫下得到穩定的奧氏體組織有貢獻，并且硅固溶于奧氏體，有利于TWIP鋼強度的提高（每添加的硅，拉伸強度提高50Mpa左右5），但是硅會降低合金層錯能，導致層錯數量增加，抑制TWIP效應。同時，過高的硅含量會影響鋼板表面質量，降低鋼板的熱軋性能4。低硅低鋁的成分設計是TWIP鋼發展的思路之一。黃寶旭等3設計了含鈮的Fe-Mn-Si-Al系TWIP鋼，其低溫力學性能明顯優于傳統成分的TWIP鋼。鈮對TWIP鋼的影響

13、主要體現在它可以增加合金層錯能，抑制馬氏體相變，促進孿晶轉變，同時起到抑制奧氏體晶粒長大、細化晶粒的作用。氮固溶于奧氏體中能增加TWIP鋼的強度，但對合金層錯能的影響較為復雜。在Fe-Mn-Si-Al系TWIP鋼中，層錯能隨氮含量的增加先提高后降低，而Fe-Mn-C系TWIP鋼層錯能與氮含量的關系則恰好相反8，具體的轉折點含量還需要大量實驗來確定?？傊?，在一定范圍內，氮能起到既不危害TWIP鋼的塑性，又提高其強度的作用。碳元素通過固溶強化可以提高TWIP鋼的強度和硬度，阻礙形變過程中馬氏體的相變，是有效的奧氏體穩定元素。特別是在Fe-Mn-C系TWIP鋼中，碳的加入對形變前后得到單一奧氏體組織

14、有明顯的作用。但是碳含量的提高會使TWIP鋼的塑性和韌性有所降低。除Co、Al等兩三種合金元素外，其它合金元素都能使奧氏體穩定性不同程度的增加。改變合金元素的種類和數量，奧氏體的層錯能也隨之變化。定性的說，Ni、C、Cu、Nb等使奧氏體的層錯能增加；Cr、Si有使奧氏體層錯能顯著降低的傾向。馬氏體相變與奧氏體基體的層錯能有關，非常低的層錯能有利于馬氏體相變，而較高的層錯能則抑制這種相變。加入Al，增加層錯能，強烈抑制馬氏體相變，起到穩定奧氏體的作用11；與之相反，Si的加入降低層錯能，因而在冷卻和形變過程中有利于-馬氏體相變12。Mn是奧氏體穩定化元素，它的加入使Ms點降低。Mn既能以固溶狀態

15、存在，也可以進入滲碳體中取代一部分Fe原子，還能形成硫化物。Mn對TWIP鋼的層錯能有重要影響，使其在形變過程中產生密集的孿晶，顯著的提高TWIP鋼的延伸率，但Mn含量過高易形成帶狀組織8，且焊接性能大幅下降，不利于TWIP鋼綜合性能的改善。Si是鐵素體形成元素，在亞臨界加熱時，傾向于向鐵素體中擴散，有利于鐵素體的延展性能，對鐵素體母相起置換固溶強化作用，Si在碳化物中不易溶解，可以抑制碳化物的析出。Si含量過高，會給產品帶來鑄造困難、焊接困難、熱鍍鋅困難、表面質量差等缺陷4。C是奧氏體穩定化元素，起間隙固溶強化作用，奧氏體中含碳量升高，奧氏體穩定性升高，Ms點下降，但TWIP鋼作為成形用鋼，

16、其含C量不能太高，一是影響成形性，二是影響焊接性能。2、不同成分系列TWIP鋼組織性能特點1）Fe-xMn-3Si-3Al系Grassal課題組10以及黎倩等4對Fe-xMn-3Si-3Al系TWIP鋼的力學性能和微觀組織進行了較深入的研究。隨Mn含量的增加，Fe-xMn-3Si-3Al系TWIP鋼表現出塑性提高、強度下降的趨勢。這主要與它們的顯微組織和形變機理密切相關。當Mn含量較低（x=15%和20%）時，由于低錳合金的層錯能較低，形變中容易發生TRIP效應（fcchcp，fcchcpbcc）形成馬氏體，馬氏體作為硬化相，對提高鋼的強度有重要貢獻，但會降低部分塑性，故合金表現為強度較大、塑

17、性相對較差。隨著Mn含量的增加（x=25%和30%），奧氏體的穩定性增加，形變前后皆為單一奧氏體組織，屈服強度、拉伸強度有所下降，主要的塑性變形機制由TRIP效應過渡到TWIP效應，孿晶誘發的TWIP效應使合金塑性明顯提高。值得注意的是，Fe-30Mn-3Si-3Al鋼在強度下降的同時延伸率也略有下降，合金延伸率及強塑積在錳含量為25%時達到最大，說明錳含量過低或過高都會有害于TWIP鋼的力學性能。黎倩等4用孿晶剛開始形成時的應變量來表示材料形成孿晶的難易程度，應變量門檻值c越大，代表孿晶越難形成。通過測量不同錳含量的合金形變過程中的應變量門檻值c發現，在錳含量較高的TWIP鋼中，合金層錯能高

18、，組織中原始晶粒咫寸大，位錯不易塞積，臨界切應力大，相應門檻值c大，孿晶形成相對困難。2）Fe-Mn-C系由于高硅高鋁的成分設計給Fe-Mn-Si-Al系TWIP鋼的大規模工業化生產帶來以克服的困難，Fe-XMn-3Si-3Al系TWIP鋼多被用于TWIP效應的基礎研究，關于TWIP鋼的產業化發展，國內外研究者把目光放到了Fe-Mn-Si-C系中碳TWIP鋼的設計開發上。米振麗等5,10,13對Fe-23Mn-0.6C鋼的組織性能進行了初步研究，結果表明，此成分范圍內的Fe-Mn-C系中碳TWIP鋼組織為單一奧氏體，平均晶粒尺寸約為5µm，晶粒中含有少量退火孿晶，具備發生TWIP效應

19、的前提條件。塑性變形后，可觀察到與基體取向不同的形變孿晶，組織中含有奧氏體、bcc馬氏體、hcp馬氏體，說明在形變過程中還發生了fcchcp和fcchcpbcc轉變的TRIP效應。在TWIP效應和TRIP效應共同作用下，Fe-23Mn-0.6C鋼最終可達到延伸率55%、屈服強度450Mpa和抗拉強度1160Mpa，并具有較高的加工硬化率。該成分TWIP鋼現已實現產業化。目前，研究者對Fe-Mn-C系列TWIP鋼的研究主要專注于Fe-23Mn-0.6C成分的進一步合金化，嘗試采用添加其他微量合金元素（N，Cr，Nb，V等）來調整合金的力學性能和熱加工性能。此外，國外學者對Fe-Mn-C系TWIP

20、鋼等高錳鋼的高加工硬化性表現出濃厚的興趣12,13，普遍接受的觀點是把Fe-Mn-C系TWIP鋼的高工硬化性歸結于形變過程中產生的高密度纏結位錯和形變孿晶。周小芬等14的研究結果表明，Fe-Mn-C系TWIP鋼應變硬化機制有2種：在0.4%3%的應變區間為位錯強化階段；在10%50%的應變區間為形變孿晶強化階段。這方面的進一步研究還需從Fe-Mn-C系TWIP鋼形變過程中的微觀組織觀察和織構演變人手，尋找更為合理和全面的機制。目前，正在研制新一代Fe-Mn-C系中碳TWIP鋼，成分設計思路是通過由碳化物組成的“捕氫器”來控制鋼中剩余氫含量，以解決傳統TWIP鋼在軋鋼和電鍍過程中氫的吸收，同時保

21、持著優異的力學性能。3）Fe-Mn-Al-C系為了滿足汽車輕量化的要求，汽車用鋼板除了具有高強韌度外，低密度也是人們十分關注的性能之一。對Fe-Mn-Al-C系高鋁高錳鋼進行了研究，發現鋁含量的提高會明顯降低鋼的密度（鋁含量12%的TWIP鋼密度為6.59g/cm3左右16)，同時Fe-Mn-Al-C系高錳鋼的各種力學性能并不遜于甚至優于其他成分體系的TWIP鋼。表1列出了3種典型TWIP鋼的力學性能，可以看到Fe-28Mn-9Al-0.8C鋼的強塑積高達84553Mpa%，密度只有6.87g/cm3，相比Fe-25Mn-3Al-3Si和Fe-23Mn-0.6CTWIP鋼的性能優勢十分明顯。F

22、e-Mn-Al-C系高錳鋼和其他成分體系TWIP鋼一樣，典型組織為單一穩定的奧氏體組織，部分晶粒中存在退火孿晶。但是由于添加了10%左右的鋁，使其層錯能提高至85mJ/m213。合金0.2MpaUTSMpa延伸率%強塑積Mpa%Fe-25Mn-3Si-3Al2806509561750Fe-23Mn-0.6C45011609563800Fe-28Mn-9Al-0.8C440843100.384553表1 三種典型TWIP鋼力學性能對比1目前，對Fe-Mn-Al-C系高錳鋼的研究仍停留在力學性能的測量、成分的微調以及簡單熱處理工藝的調整上，對其形變機制的認識還不夠深入和全面。同時，鋁、碳含量較高給

23、工業化生產帶來的弊端仍不容忽視。Fe-Mn-Al-C系高錳鋼盡管在研究上還有很多不足，但高強塑積和低密度的特點使其具有極大的研究和開發潛力。六 TWIP鋼的微觀組織TWIP鋼的金相組織通常為完全的奧氏體組織以及退火孿晶。與TRIP鋼不同，TWIP鋼的奧氏體在機械載荷作用下保持穩定，并且在變形時產生大量的機械孿晶，而TRIP鋼在機械載荷下發生了馬氏體轉變。 TWIP鋼優異的力學性能來自變形時產生的孿生誘導塑性，和由此而帶來的顯著的強化效果，即TWIP效應。這種孿生在形變中的作用與傳統的概念完全不同。通常認為，在晶體結構對稱性比較低、滑移系比較少的材料中，當形變速度較大，變形溫度較低，或在不利于滑

24、移取向的情況下加力時，在某些應力集中的地方產生孿晶。面心立方金屬不易產生孿晶，只有在極低的溫度下才形成機械孿晶。但在TWIP鋼中，可在形變溫度為-70400時的面心立方奧氏體中形成，形變速率可低達10-4/s。形變過程中，高應變區孿晶的形成，孿晶界阻止了該區滑移的進行，促使其他應變較低的區域通過滑移進行形變直至孿晶的形成，由此導致試樣的均勻形變，顯著推遲縮頸的產生。TWIP鋼冷軋織構由S.Vercammen用X射線衍射的位向分布函數(ODF)方法測定，結果表明，軋制織構一般具有黃銅類型織構110<112>和高斯型的110<001>織構8。 在對Fe-28Mn-3Si-3

25、Al TWIP鋼進行拉伸試驗時，將拉伸變形的試樣加工成薄膜樣品,在透射電鏡下觀察形變孿晶。當變形量大于5 %時變形鋼中會出現變形孿晶。變形孿晶的大量出現是由于實驗鋼28Mn-3Si-3Al的特殊成分，能夠將層錯能降低到20 mJ/mm2左右，使其變形機制發生變化所致。當一個晶粒內包含兩組孿晶形態時，在這個系統中兩組孿晶不但是平行的，而且產生一定的切變。晶粒內的孿晶層的排列方向與變形面平行5。七 孿晶和層錯能金屬材料塑性變形方式與晶體的層錯能相關，高層錯能晶體以滑移為主，低層錯能晶體傾向于孿生，形成孿晶帶。應變誘導孿晶使變形過程中產生的滑移位錯堆積于孿晶界,同時進行大的無頸縮延伸，體現出孿晶誘導

26、塑性效應，材料具有非常優異的強韌性。孿晶指兩個晶體(或者一個晶體的兩個部分)沿一個公共晶面構成鏡面對稱的位相關系，這兩個晶體稱為“孿晶”，此公共晶面就稱孿晶面。在金相照片中表現為特定的線，該線稱為孿晶線或孿晶界，這樣的晶體稱為孿晶。孿晶的形成與堆跺層錯有密切關系，一般層錯能高的晶體不易產生孿晶。孿晶分為退火孿晶和形變孿晶，其形成機理和外形不同，退火孿晶尺寸大于形變孿晶，一般單個出現并橫貫整個奧氏體晶粒，但兩者晶體結構一樣，即晶體點陣相同，以孿生面呈180°鏡像分布。層錯能是合金材料的一個重要物理特征，直接影響材料的力學性能，位錯交滑移，相穩定性等。TWIP鋼中的馬氏體相變是通過奧氏體

27、內每隔一層111面上形成的堆垛層錯來完成，因而與奧氏體基體的層錯能相關。層錯能的研究由來已久，影響層錯能的因素包括合金元素，成分的偏聚，溫度，磁性等，一般認為成分偏聚降低層錯能，而溫度是影響鐵基層錯能的又一個重要因素。早在20世紀60年代，Ericsson研究了Co基合金的層錯能與合金成分和溫度的關系，得到在FCC結構的Co基合金中，其層錯能隨溫度的升高而長高，而在HCP結構的Co基合金中卻得出相反的規律，另外在Ms點層錯能并不為零7。鑒于目前這方面的研究數據較少，需要對隨溫度的變化規律作進一步的研究8。八 TWIP鋼變形及斷裂機理材料的斷裂問題是一個非常復雜的問題，在外載荷作用下，固體材料響

28、應的兩大宏觀特征是變形和斷裂?，F有的研究表明，材料的斷裂是微結構損傷累積的結果，與材料的塑性變形相互耦合，材料的變形加劇了微結構損傷的發展，微結構的損傷反過來又影響了材料的變形。材料的變形和斷裂是材料對載荷響應不可分割的兩個方面，研究材料的斷裂行為對正確設計材料和提高其服役時的壽命及安全性具有重要的指導意義4。根據微裂紋形核的位錯理論：在絕大多數情況下，微裂紋的形核以位錯的發射、增殖和運動(局部塑性變形)為先導，是局部塑性變形發展到臨界狀態的必然結果。目前，有關微裂紋形核的位錯理論主要有位錯塞積形成微裂紋和位錯反應形成微裂紋兩種。屬于位錯塞積形成微裂紋的Stroh理論12認為，對于金屬材料，一

29、旦發生局部塑性變形，則位錯增殖和運動有可能使它們塞積于障礙處(晶界、第二相或不動位錯)，當塞積位錯的數目足夠大時塞積群前端的應力集中就有可能等于原子鍵合力，從而導致裂紋形核，而SmithL18理論則認為，在塞積群頂端可形成和塞積群共面的裂紋。屬于位錯反應形成微裂紋的Cottyell理論認為，刃型位錯缺少半個原子面，當同一滑移面上的n個同號刃型位錯合并在一起時，就會在下方形成一個尖劈形的微裂紋。韌性材料的斷裂破壞過程要經歷明顯的塑性變形階段，其最常見的損傷破壞往往是由微裂紋和微孔洞形核、長大和聚合形成宏觀裂紋，然后自行擴展所導致的。從材料學的角度而言，材料中微缺陷的初始形狀是多種多樣的，有近似球

30、狀的，也有裂紋狀的15。微缺陷的初始形狀是材料中孔洞型損傷破壞的一個重要細觀結構特征，它直接影響微缺陷周圍材料的變形局部化過程以及它們的長大規律，并且可以導致材料細觀損傷的各向異性，造成材料力學性能的逐步劣化。對普通結構鋼的大量研究結果表明，其斷裂過程都是以微裂紋和孔洞的形核、長大和聚合直至頸縮斷裂為主要的延性斷裂機理。對于TWIP鋼，總體而言，也應該是微裂紋和孔洞的形核、長大和聚合的斷裂過程，但由于該鋼種在形變過程中產生孿晶，可能和普通結構鋼有所不同5。普通結構鋼中孔洞的形成一般集中于珠光體與鐵素體界面或由珠光體的斷裂形成，TWIP鋼中孔洞的形成機理還有待于進一步研究。目前，對TWIP鋼斷裂

31、機理方面的研究還沒有展開，僅有的一些研究多集中在對其斷裂形式的定性分析，即TWIP鋼的斷口形貌(SEM)。低應變速率下變形斷裂機理與高應變速率下是否存在一些差異，通過常規的顯微分析手段，找出高應變速率下TWIP鋼的斷裂特征，是優化材料性能的一個重要課題。九 TWIP效應的微觀強化機理TWIP鋼經軋制并退火、水淬處理后基體組織為奧氏體，并伴有大量退火孿晶。孿生作為塑性變形的另一種機制，在發生孿生的過程中孿晶出現的頻率和尺寸取決于晶體結構和層錯能的大小。當晶體在切應力的作用下發生了孿生變形時，晶體的一部分沿一定的孿生面和孿生方向相對于另一部分晶體作均勻的切變，晶體的點陣類型不發生變化，但它使均勻切

32、變區中的晶體取向發生變更，變為與未切變區晶體成鏡面對稱的取向。變形部分的晶體位向發生改變，可是原來處于不利取向的滑移系轉變為新的有利取向，可以進一步激發滑移。孿生與滑移交替進行，使TWIP鋼的塑性非常優異。在軋制過程中，隨著形變增加，孿晶會發生轉動，在4個（111）孿生面都會出現堆垛層錯和孿晶，這樣排列的孿晶因孿晶間的相互制約，在應變量增加時孿晶不能發生轉動，沿軋制面排列。在外力作用下，隨著應變增加，變形試樣中觀察到大量形變孿晶，產生TWIP效應。TWIP效應也可分步解釋為：(1)拉伸變形最大的部位首先誘發孿晶，孿晶界阻止了該區滑移的進行從而導致位錯的塞積，使局部的強度提高，難以繼續變形，導致

33、變形向其它應變較低區轉移，從而推遲了頸縮的形成，極大提高了斷后伸長率；(2)拉伸后的奧氏體晶粒內包含了大量的形變孿晶。粗大的透鏡狀形變孿晶從奧氏體晶界處向晶內貫穿，分割奧氏體晶粒。接著，更細小的形變孿晶呈交織狀分布于奧氏體晶粒內。實質上，分割晶粒后的孿晶起到了亞晶界的作用，阻礙了位錯的滑移，這就起到了加工硬化的作用，使得TWIP鋼在變形后獲得非常高的抗拉強度。(3)由于孿晶與奧氏體基體的共格作用，高的界面能不利于裂紋的擴展，因此宏觀表現為拉伸時的伸長率，特別是均勻伸長率的提高。目前對于TWIP效應原理的解釋還不完善，仍然需要大量的試驗來證實。它與TRIP鋼，HDP鋼斷口顯著不同之處在于，斷口的

34、韌窩非常深而且沿深度方向呈階梯狀，這些是否與晶粒內孿晶大小及數量有關，至今既無試驗結果也無理論研究報道，變形過程中孔洞的形成長大過程也還沒有一個簡化的模型8。十 TWIP鋼的應用領域和發展前景TWIP鋼由于具有高的能量吸收能力、高強塑性和沒有低溫韌脆轉變溫度等優點，可以作為防彈鋼板等抗沖擊鋼材，汽車大梁、車體鋼架、車門等汽車用鋼，以及作為低溫容器、艦船用鋼等低溫用鋼等等。Fe-Mn-Si基多晶合金以其低成本、高強度、制備工藝簡單等優點受到了國內外研究學者的廣泛關注。作為一個新型的鋼種，目前對TWIP鋼的研究以及認識上還有很多不足。但是，盡管還存在一些有待解決的問題，TWIP鋼具有極高的強塑積，

35、性能優勢十分明顯。隨著汽車工業的發展，迫切需要此類綜合性能優良的鋼種。因此，TWIP鋼開發具有極大的潛力，蘊涵著巨大的商機和市場，TWIP鋼的研制必將對汽車工業的發展起到很大的推動作用6。汽車產業的快速發展，特別是對安全和能耗方面的要求，加速了TWIP鋼的發展。TWIP鋼的研究重點已經不再是單純的成分設計、組織結構觀察和簡單的熱處理工藝。今后TWIP鋼研究將主要集中在以下幾點：（1）更加深人的成分優化，以探求更高強塑積或性能穩定化的成分配比，例如通過摻雜合金元素來改善TWIP鋼的耐腐蝕性能。（2）TWIP鋼形變過程中亞結構對外加應力場的響應規律，深化對于孿晶誘導塑性機制的理解。（3）TWIP鋼在生產制備過程中的相關問題，特別是覆鍍性、焊接性、烘烤硬化性的的研究，以促進實驗室研究向產業化生產的轉變。參考文獻1劉向海等.孿生誘發塑性（TWIP）鋼的研究現狀J.材料導報：綜述篇，2010.6，上半月刊，24（6）.2馬鳳倉,馮偉駿,王利,張荻.TWIP鋼的研究現狀J.寶鋼技術,2008,6:62-66.3黃寶旭,王曉東.TWIP鋼研究的現狀與展望.熱處理,2005,20(4):4-64王軼娜，黎倩，何燕霖，符仁鈺，李麟.高強度高塑性TWIP鋼的組織和性能.熱處理,200