新型高强韧TWIP钢概述#精选、

1、新型高强韧 TWIP 钢概述背景随着人们生活水平的日益提高， 有车一族在城市中的比重越来越 大，现代汽车的发展趋势是轻量化，节能和安全等，为适应这一发展 需要，在汽车制造中有必要采用高强度的钢板。据统计，汽车重量每 减轻1%,燃料消耗可降低0.6%1.0%1】，而能耗高会导致尾气排放 量增加，因此， 汽车减重对节能和环保意义重大。汽车减重的一个重 要手段是采用高强度钢。 基于这种情况汽车工业迫切需要人们对高强 度钢的研究和开发。近年来新开发的含 15-25%Mn、2-4%Si和2-4%AI 的高 Mn 钢显示出极高的延伸率( 60-95%)和中等的强(600-1100MPa)，其抗拉强度和延伸

2、率的乘积在 50000 MPa%上， 其优良的力学性能来自于形变过程中的孪生诱发塑性效应，即 TWIP 效应。TWIP钢是现在研究较广泛的超高强度钢，它不仅具有高强度， 高的应变硬化率，还有非常优良的塑性，韧性和成形性能。从现代汽 车用钢对高强度和高塑性的要求来看，TWIP钢是最佳选择。经过成分筛选，发现Fe-25Mn-3Si-3A合金具有最佳的TWIP效应， 其研发和实用化对汽车用钢板产业和汽车产业的调整升级起着重要 作用,具有巨大的经济开发潜力。 国外知名钢企业和研究机构在 TWIP 钢的成分设计、处理工艺、微观机理等方面开展了广泛研究,目前, 典型成分除Fe-Mn-Si-AI系外，还有F

3、e-Mn-C系和Fe-Mn-AI-C系TWIP 钢。国内的上海大学、上海交通大学、北京科技大学、东北大学等高 校研究机构联合上海宝钢、 鞍山鞍钢等大型钢铁企业在此领域进行了深入的研究 2。二 概念和力学性能TWIP钢是 twinning induced plasticity steel 的简称，全称：孪生诱 发塑性钢。孪晶诱发塑性（TWIP）钢是第二代高强度用钢的一种，因其形变 过程中能产生大量形变孪晶、 推迟缩颈的形成， 具有优异的强塑性及 高应变硬化性、高能量吸收能力（2 0C时吸收能达到0.5J/ram3） 2而得名，是一种理想的汽车用抗冲击结构材料。Grassal 等9在研究Fe-Mn

4、-Si-AI系TRIP钢时发现了该钢，并提出孪晶诱发塑性（TWIP） 的概念。材料的力学性能决定于其基体组织，TWIP钢为单一的奥氏体（面 心立方）组织，因而具有较低的屈服强度（约280 MPa）,中等的抗拉强 度（约600 MPa）5】。面心立方结构的TWIP钢密排面密排程度高，滑移 系，滑移方向多，因而塑性好，特别是当TWIP钢拉伸时，由于高应变区会应变诱发孪晶转变, 由此显著延迟钢的缩颈, 从而极大地提高 了钢的塑性,因此具有极高的延伸率 （大于 80 %）6】。除此之外,另一 个令人瞩目的力学性能是具有高的能量吸收能力和没有低温脆性转 变温度。如20C时约为0.5J/mm3 2，为传统

5、深冲钢的两倍以上；在 -196C200C形变温度区间内没有低温脆性转变温度。该钢在无 外载荷的条件下, 室温组织是稳定的奥氏体, 基体中存在大量的退火 孪晶,一旦施加一定的外部载荷后,因为应变诱发产生形变孪晶,发 生大的无颈缩延伸,表现出优良的机械性能,如高的应变硬化率、高 的塑性值和高的强度2。与TRIP钢相比较，应变诱发的马氏体组织更 有利于提高钢的抗拉强度，而应变诱发的孪晶则更有利于提高塑性， 故TWIP钢的塑性远大于TRIP钢，而抗拉强度低于TRIP钢TWIP钢的特点有：(1) :具有良好的抗拉强度(600MPa)(2) :具有优良的延伸率(70%)( 3)：具有高的能量吸收能力(传统

6、深冲钢的 2 倍以上)(4) :具有没有低温脆性转变温度 (196C- 200C)(5) :具有高的能量吸收率(2 0C时吸收能达到0.5J/ram3)三TWIP钢的产生机理TWIP钢是变形时孪晶诱导塑性(Twinning induced plasticity)或通 过应变诱导残留奥氏体转变为马氏体。TWIP(Twi ning In duced Plasticity)钢经轧制并退火、水淬处理后基 体组织为奥氏体， 并伴有大量退火孪晶。 孪生作为塑性变形的另一种 机制，在 发生孪生的过程 中孪晶出现的频率和尺寸取决于晶 体结 构和层错能的大小。当晶体在切应力的作用下 发生了孪生变形时， 晶体的一

7、部分沿一定的孪生面和孪生方向相对于另一部分晶体作均 匀的切变， 晶体的点阵类 型不 发生变化， 但它使均匀切变区中的晶 体取 向发生变更，变为与未切变区晶体成镜面对称 的取 向。变形 部分的晶体位向发生改变， 可是原来处于不利取向的滑移系转变为新 的有利取向，可以进一步激发滑移。孪生与滑移交替进行，使 TWIP 钢 的塑性 非 常优 异。在轧制过程中，随着形变增加 ，孪 晶会发 生转动，在 4 个1 1 1孪生面都会出现堆垛层错和孪晶，这样排列的 孪晶因孪晶间的相互制约， 在应变量增加时孪晶不能发生转动， 沿轧 制面排列。TWIP 钢优异的力学性能来自孪生诱导塑性这种孪生在形变中的 作用与传统

8、的概念完全不同。 TWIP 钢成分设计要求是，其在形变过 程中诱发孪晶，抑制马氏体相变，从而产生TWIP效应。四TWIP钢的发展历程和分类孪生诱发塑性（TWIP）钢是钢材在强度和延展性综合性能上的一 次突破 ,它不仅具有很高的强度和成型性，还具有很好的吸收冲击能 量能力，是新一代延性高强钢的一个发展方向。TWIP 钢是最近几年国外正在进行研究的高强度，高塑性钢。该 钢在使用时无外载荷， 冷却到室温下的组织是稳定的残余奥氏体， 但 是如果施加一定的外部载荷， 由于应变诱导产生机械孪晶， 会产生大 的无颈缩延伸，显示出非常优异的力学性能。由于加入了大量的 Al， 钢的密度也会有所下降。 目前国外的

9、研究已经从第一代的 Fe-25Mn-3AI-3Si-0.03（系列到第二代的Fe-23Mn-0.6C系一直到目前的 Fe-26Mn-11AI-1.1C和 Fe-6AI-0.05Ti-0.05Nb-0.02B系3。德国马普钢铁 研究所G.FrommeyeF1课题组研制和开发了 Fe-Mn-Si-AI系高锰奥氏 体 TRIP/TWIP钢，并申请专利（专利号：1997DE19727759 EP9810981） 并注册商标“ HSD'。国内开展这方面的研究起步较晚，但勿庸置疑， TWIP钢具有极高的强塑积，优势十分明显。TWIP钢的开发在我国具 有极大的潜力，蕴涵着巨大的商机和市场1）、第一代

10、TWIP钢（典型成分：Fe-25Mn-3AI-3S）,锻造成棒材， 经高温退火后水冷，然而较高含量的 Al 影响钢水的浇铸，较高含量 的 Si 影响冷轧板的镀锌质量。该类钢的优点：具有中等的抗拉强度（650MPa）和更高的塑性 （ 90%）;缺点：镀锌表面焊接问题，锌会沿着接头处的晶界渗入， 使接头不稳定。2） 、第二代TWIP钢（典型成分：Fe-23Mn-0.6Q ,铸造成板坯， 经热轧、冷轧、高温退火后快速冷却，它去除了合金元素铝和硅，却 出现了以前奥氏体和高强度钢存在的延迟断裂、 一定程度的缺口敏感 性两大问题。此类钢的优点：很高的抗拉强度（ 1000MPa）和良好的塑性（ 50%）;缺

11、点是延迟开裂、缺口敏感性。第一、二代TWIP钢的共同缺点是生产加工过程中吸氢比较严重， 有时会造成延迟断裂。 一般吸氢可以通过退火来消除， 但是由于镀锌 过程带来的吸氢退火能破坏镀层， 所以不能通过退火来消除。 因此开 始了新的TWIP钢的研发。3）、第三代TWIP钢正在研发中，主要集中在高 Mn钢中通过置 换固溶原子（Mn、Al、S）成分调整来获得TWIP效应。国内对于高 锰TWIP钢的研究比较晚，世界上研究先进的国家有德国、韩国。五、成分对合金元素的影响1 、 合金元素的作用TWIP钢中合金元素有两个作用，第一是对奥氏体稳定性的影响；第二是对奥氏体层错能的影响TWIP钢经典成分（Fe-25

12、Mn-3Si-3AI中的主要合金元素为锰、铝、硅。锰是TWIP钢最重要的组成元素之一，具有很强的促进奥氏体化 的作用，使TWIP钢在低温下依然可以得到稳定的奥氏体相，同时又 是增加合金层错能的最有效元素，强烈促进TWIP效应，抑制TRIP效应。总体上，随 Mn 含量的增加， TWIP 钢表现出塑性提高、强度下 降的趋势。 铝元素亦可增加合金的层错能， 抑制奥氏体向马氏体的转 变，但由于铝易氧化，在钢板浇铸时容易生成氧化物残渣堵住浇铸口， 故高铝成分不利于 TWIP 钢的工业化生产 4。硅元素可以降低马氏体 相变临界温度M s,对室温下得到稳定的奥氏体组织有贡献，并且硅 固溶于奥氏体，有利于TW

13、IP钢强度的提高（每添加1%的硅，拉伸 强度提高 50Mpa 左右5）,但是硅会降低合金层错能,导致层错数量 增加，抑制TWIP效应。同时，过高的硅含量会影响钢板表面质量， 降低钢板的热轧性能 4。低硅低铝的成分设计是 TWIP 钢发展的思路 之一。黄宝旭等3设计了含铌的Fe-Mn-Si-AI系TWIP钢，其低温力学性 能明显优于传统成分的 TWIP钢。铌对TWIP钢的影响主要体现在它 可以增加合金层错能,抑制马氏体相变,促进孪晶转变,同时起到抑 制奥氏体晶粒长大、细化晶粒的作用。氮固溶于奥氏体中能增加 TWIP钢的强度，但对合金层错能的影 响较为复杂。在Fe-Mn-Si-AI系TWIP钢中，

14、层错能随氮含量的增加先 提高后降低，而Fe-Mn-C系TWIP钢层错能与氮含量的关系则恰好相反8，具体的转折点含量还需要大量实验来确定。总之，在一定范围内，氮能起到既不危害TWIP钢的塑性，又提高其强度的作用。碳元素通过固溶强化可以提高 TWIP钢的强度和硬度，阻碍形变 过程中马氏体的相变，是有效的奥氏体稳定元素。特别是在 Fe-Mn-C 系TWIP钢中，碳的加入对形变前后得到单一奥氏体组织有明显的作 用。但是碳含量的提高会使 TWIP钢的塑性和韧性有所降低。除 Co、Al 等两三种合金元素外，其它合金元素都能使奥氏体稳 定性不同程度的增加。 改变合金元素的种类和数量， 奥氏体的层错能 也随之

15、变化。定性的说， Ni、C、Cu、Nb 等使奥氏体的层错能增加； Cr、Si有使奥氏体层错能显著降低的倾向。马氏体相变与奥氏体基体 的层错能有关， 非常低的层错能有利于马氏体相变， 而较高的层错能 则抑制这种相变。加入Al，增加层错能，强烈抑制马氏体相变，起到 稳定奥氏体的作用11;与之相反，Si的加入降低层错能，因而在冷却 和形变过程中有利于丫弋马氏体相变12。Mn是奥氏体稳定化元素， 它的加入使 Ms 点降低。 Mn 既能以固溶状态存在，也可以进入渗碳 体中取代一部分Fe原子，还能形成硫化物。Mn对TWIP钢的层错能 有重要影响，使其在形变过程中产生密集的孪晶，显著的提高 TWIP 钢的延

16、伸率，但 Mn 含量过高易形成带状组织 8，且焊接性能大幅下 降，不利于TWIP钢综合性能的改善。Si是铁素体形成元素，在亚临 界加热时，倾向于向铁素体中扩散，有利于铁素体的延展性能，对铁 素体母相起置换固溶强化作用，Si在碳化物中不易溶解，可以抑制碳 化物的析出。Si含量过高，会给产品带来铸造困难、焊接困难、热镀 锌困难、表面质量差等缺陷 。C是奥氏体稳定化元素，起间隙固溶 强化作用，奥氏体中含碳量升高，奥氏体稳定性升高， Ms 点下降， 但TWIP钢作为成形用钢，其含 C量不能太高，一是影响成形性，二 是影响焊接性能。2、不同成分系列TWIP钢组织性能特点1）Fe-xMn-3Si-3AI系

17、Grassal课题组10以及黎倩等对Fe-xMn-3Si-3AI系TWIP钢的力 学性能和微观组织进行了较深入的研究。随Mn 含量的增加，Fe-xMn-3Si-3AI系TWIP钢表现出塑性提高、强度下降的趋势。这主要 与它们的显微组织和形变机理密切相关。当Mn含量较低（x=15%和20%）时，由于低锰合金的层错能较 低，形变中谷易发生 TRIP效应（丫 fccTg hep，丫 fccTg hepa bee）形 成马氏体，马氏体作为硬化相，对提高钢的强度有重要贡献，但会降 低部分塑性，故合金表现为强度较大、塑性相对较差。随着Mn含量的增加（x=25%和30%）,奥氏体的稳定性增加，形 变前后皆为

18、单一奥氏体组织，屈服强度、拉伸强度有所下降，主要的 塑性变形机制由TRIP效应过渡到TWIP效应，孪晶诱发的TWIP效应 使合金塑性明显提高。值得注意的是，Fe-30Mn-3Si-3AI钢在强度下降的同时延伸率也略 有下降，合金延伸率及强塑积在锰含量为 25%时达到最大， 说明锰含 量过低或过高都会有害于 TWIP钢的力学性能。黎倩等用孪晶刚开 始形成时的应变量来表示材料形成孪晶的难易程度， 应变量门槛值 越大，代表孪晶越难形成。 通过测量不同锰含量的合金形变过程中的 应变量门槛值 宠发现，在锰含量较高的TWIP钢中，合金层错能高， 组织中原始晶粒咫寸大，位错不易塞积，临界切应力大，相应门槛值

19、&大，孪晶形成相对困难。2）Fe-Mn-C系由于高硅高铝的成分设计给Fe-Mn-Si-AI系TWIP钢的大规模工业 化生产带来以克服的困难，Fe-XMn-3Si-3AI系TWIP钢多被用于TWIP 效应的基础研究，关于TWIP钢的产业化发展，国内外研究者把目光 放到了 Fe-Mn-Si-C系中碳TWIP钢的设计开发上。米振丽等5,10，13对Fe-23Mn-0.6C钢的组织性能进行了初步研究， 结果表明，此成分范围内的Fe-Mn-C系中碳TWIP钢组织为单一奥氏 体，平均晶粒尺寸约为 5 am,晶粒中含有少量退火孪晶，具备发生 TWIP 效应的前提条件。塑性变形后，可观察到与基体取向不

20、同的形 变孪晶，组织中含有奥氏体、a bcc马氏体、& hep马氏体，说明在形变 过程中还发生了丫 fccT& hep 和 Y fccT& hcpTa bcc 转变的 TRIP效应。在 TWIP效应和TRIP效应共同作用下，Fe-23Mn-0.6C钢最终可达到延伸 率55%、屈服强度450Mpa和抗拉强度1160Mpa,并具有较高的加工 硬化率。该成分TWIP钢现已实现产业化。目前，研究者对 Fe-Mn-C 系列 TWIP 钢的研究主要专注于 Fe-23M n-0.6C成分的进一步合金化，尝试采用添加其他微量合金元素 （N， Cr， Nb， V 等）来调整合金的力学性能

21、和热加工性能。此外， 国外学者对Fe-Mn-C系TWIP钢等高锰钢的高加工硬化性表现出浓厚的兴趣12,13，普遍接受的观点是把Fe-Mn-C系TWIP钢的高工硬化性 归结于形变过程中产生的高密度缠结位错和形变孪晶。周小芬等 14的研究结果表明，Fe-Mn-C系TWIP钢应变硬化机制有2种：在0.4% 3%的应变区间为位错强化阶段；在10%50%的应变区间为形变孪晶 强化阶段。这方面的进一步研究还需从Fe-Mn-C系TWIP钢形变过程中的微观组织观察和织构演变人手，寻找更为合理和全面的机制。目前，正在研制新一代Fe-Mn-C系中碳TWIP钢，成分设计思路 是通过由碳化物组成的“捕氢器”来控制钢中

22、剩余氢含量，以解决传 统TWIP钢在轧钢和电镀过程中氢的吸收，同时保持着优异的力学性 能。3）Fe-Mn-AI-C系 为了满足汽车轻量化的要求，汽车用钢板除了具有高强韧度外，低密度也是人们十分关注的性能之一。对Fe-Mn-AI-C系高铝高锰钢进 行了研究，发现铝含量的提高会明显降低钢的密度（铝含量12%的TWIP钢密度为6.59g/cm3左右16）,同时Fe-Mn-AI-C系高锰钢的各种 力学性能并不逊于甚至优于其他成分体系的 TWIP钢。表 1 列出了 3 种 典型 TWIP 钢 的 力 学性 能 ， 可 以看 到Fe-28Mn-9Al-0.8C钢的强塑积高达 84553Mpa%,密度只有

23、6.87g/cm3, 相比Fe-25Mn-3AI-3S和Fe-23Mn-0.6CTWIP!冈的性能优势十分明显。Fe-M n-AI-C系高锰钢和其他成分体系 TWIP钢一样，典型组织为 单一稳定的奥氏体组织， 部分晶粒中存在退火孪晶。 但是由于添加了 10%左右的铝，使其层错能提高至 85mJ/m213表1三种典型TWIP钢力学性能对比1合金(T 0.2Mpaer uTsMpa延伸率%强塑积Mpa%Fe-25M n-3Si-3AI：2806509561750Fe-23 Mn-0.6C45011609563800Fe-28M n-9Al-0.8C：440843100.384553目前，对Fe-M

24、n-AI-C系高锰钢的研究仍停留在力学性能的测量、成分的微调以及简单热处理工艺的调整上， 对其形变机制的认识还不 够深入和全面。同时，铝、碳含量较高给工业化生产带来的弊端仍不 容忽视。Fe-Mn-AI-C系高锰钢尽管在研究上还有很多不足，但高强塑 积和低密度的特点使其具有极大的研究和开发潜力。六TWIP钢的微观组织TWIP钢的金相组织通常为完全的奥氏体组织以及退火孪晶。与 TRIP钢不同，TWIP钢的奥氏体在机械载荷作用下保持稳定，并且在 变形时产生大量的机械孪晶，而 TRIP钢在机械载荷下发生了马氏体 转变。TWIP钢优异的力学性能来自变形时产生的孪生诱导塑性，和由 此而带来的显著的强化效果

25、，即 TWIP效应。这种孪生在形变中的作 用与传统的概念完全不同。通常认为，在晶体结构对称性比较低、滑 移系比较少的材料中，当形变速度较大，变形温度较低，或在不利于 滑移取向的情况下加力时，在某些应力集中的地方产生孪晶。 面心立 方金属不易产生孪晶，只有在极低的温度下才形成机械孪晶。但在 TWIP钢中，可在形变温度为-70 400C时的面心立方奥氏体中形成， 形变速率可低达10-4/s。形变过程中，高应变区孪晶的形成，孪晶界 阻止了该区滑移的进行，促使其他应变较低的区域通过滑移进行形变直至孪晶的形成，由此导致试样的均匀形变，显著推迟缩颈的产生。TWIP钢冷轧织构由S.Vercammen用X射线

26、衍射的位向分布函数（ODF） 方法测定，结果表明，轧制织构一般具有黄铜类型织构 110<112>和 高斯型的 110<001>织构8。在对Fe-28Mn-3Si-3AI TWlP钢进行拉伸试验时，将拉伸变形的试 样加工成薄膜样品 ,在透射电镜下观察形变孪晶。 当变形量大于 5 %时 变形钢中会出现变形孪晶。变形孪晶的大量出现是由于实验钢 28Mn-3Si-3AI的特殊成分，能够将层错能降低到 20 mJ/mm2左右，使 其变形机制发生变化所致。 当一个晶粒内包含两组孪晶形态时， 在这 个系统中两组孪晶不但是平行的， 而且产生一定的切变。 晶粒内的孪 晶层的排列方向与变形

27、面平行 5。七 孪晶和层错能金属材料塑性变形方式与晶体的层错能相关， 高层错能晶体以滑 移为主，低层错能晶体倾向于孪生，形成孪晶带。应变诱导孪晶使变 形过程中产生的滑移位错堆积于孪晶界 ,同时进行大的无颈缩延伸， 体现出孪晶诱导塑性效应， 材料具有非常优异的强韧性。 孪晶指两个 晶体（或者一个晶体的两个部分 ）沿一个公共晶面构成镜面对称的位相 关系，这两个晶体称为“孪晶” ，此公共晶面就称孪晶面。在金相照 片中表现为特定的线， 该线称为孪晶线或孪晶界， 这样的晶体称为孪 晶。孪晶的形成与堆跺层错有密切关系， 一般层错能高的晶体不易产 生孪晶。孪晶分为退火孪晶和形变孪晶，其形成机理和外形不同，退

28、 火孪晶尺寸大于形变孪晶， 一般单个出现并横贯整个奥氏体晶粒， 但 两者晶体结构一样，即晶体点阵相同，以孪生面呈 180°镜像分布。 层错能是合金材料的一个重要物理特征， 直接影响材料的力学性 能，位错交滑移，相稳定性等。 TWIP 钢中的马氏体相变是通过奥氏 体内每隔一层 111面上形成的堆垛层错来完成，因而与奥氏体基 体的层错能相关。 层错能的研究由来已久， 影响层错能的因素包括合 金元素，成分的偏聚， 温度，磁性等，一般认为成分偏聚降低层错能， 而温度是影响铁基层错能的又一个重要因素。早在 20世纪 60 年代， Ericsson研究了 Co基合金的层错能与合金成分和温度的关系

29、，得到在 FCC结构的Co基合金中，其层错能随温度的升高而长高，而在 HCP 结构的Co基合金中却得出相反的规律，另外在 Ms点层错能并不为 零7。鉴于目前这方面的研究数据较少，需要对随温度的变化规律作 进一步的研究 8。八 TWIP 钢变形及断裂机理 材料的断裂问题是一个非常复杂的问题， 在外载荷作用下， 固体 材料响应的两大宏观特征是变形和断裂。 现有的研究表明， 材料的断 裂是微结构损伤累积的结果， 与材料的塑性变形相互耦合， 材料的变 形加剧了微结构损伤的发展， 微结构的损伤反过来又影响了材料的变 形。材料的变形和断裂是材料对载荷响应不可分割的两个方面， 研究 材料的断裂行为对正确设计

30、材料和提高其服役时的寿命及安全性具 有重要的指导意义 4。根据微裂纹形核的位错理论：在绝大多数情况 下，微裂纹的形核以位错的发射、 增殖和运动 （局部塑性变形 ）为先导， 是局部塑性变形发展到临界状态的必然结果。 目前，有关微裂纹形核的位错理论主要有位错塞积形成微裂纹和位错反应形成微裂纹两种 属于位错塞积形成微裂纹的 Stroh 理论12认为，对于金属材料，一旦 发生局部塑性变形，则位错增殖和运动有可能使它们塞积于障碍处 （晶界、第二相或不动位错 ），当塞积位错的数目足够大时塞积群前端 的应力集中就有可能等于原子键合力，从而导致裂纹形核，而 SmithL18理论则认为，在塞积群顶端可形成和塞积

31、群共面的裂纹。 属于位错反应形成微裂纹的 Cottyell 理论认为，刃型位错缺少半个原 子面，当同一滑移面上的 n 个同号刃型位错合并在一起时， 就会在下 方形成一个尖劈形的微裂纹。 韧性材料的断裂破坏过程要经历明显的 塑性变形阶段，其最常见的损伤破坏往往是由微裂纹和微孔洞形核、 长大和聚合形成宏观裂纹， 然后自行扩展所导致的。 从材料学的角度 而言，材料中微缺陷的初始形状是多种多样的，有近似球状的，也有 裂纹状的 15。微缺陷的初始形状是材料中孔洞型损伤破坏的一个重要 细观结构特征， 它直接影响微缺陷周围材料的变形局部化过程以及它 们的长大规律， 并且可以导致材料细观损伤的各向异性， 造成

32、材料力 学性能的逐步劣化。 对普通结构钢的大量研究结果表明， 其断裂过程 都是以微裂纹和孔洞的形核、 长大和聚合直至颈缩断裂为主要的延性 断裂机理。对于TWIP钢，总体而言，也应该是微裂纹和孔洞的形核、 长大和聚合的断裂过程， 但由于该钢种在形变过程中产生孪晶， 可能 和普通结构钢有所不同 5。普通结构钢中孔洞的形成一般集中于珠光 体与铁素体界面或由珠光体的断裂形成， TWIP 钢中孔洞的形成机理 还有待于进一步研究。目前，对 TWIP钢断裂机理方面的研究还没有 展开，仅有的一些研究多集中在对其断裂形式的定性分析，即 TWIP 钢的断口形貌(SEM。低应变速率下变形断裂机理与高应变速率下是 否

33、存在一些差异，通过常规的显微分析手段， 找出高应变速率下 TWIP 钢的断裂特征，是优化材料性能的一个重要课题。九 TWIP 效应的微观强化机理TWIP 钢经轧制并退火、水淬处理后基体组织为奥氏体，并伴有 大量退火孪晶。 孪生作为塑性变形的另一种机制， 在发生孪生的过程 中孪晶出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大小。 当晶体在 切应力的作用下发生了孪生变形时， 晶体的一部分沿一定的孪生面和 孪生方向相对于另一部分晶体作均匀的切变， 晶体的点阵类型不发生 变化，但它使均匀切变区中的晶体取向发生变更， 变为与未切变区晶 体成镜面对称的取向。 变形部分的晶体位向发生改变， 可是原来处于 不利取

34、向的滑移系转变为新的有利取向， 可以进一步激发滑移。 孪生 与滑移交替进行，使TWIP钢的塑性非常优异。在轧制过程中，随着 形变增加，孪晶会发生转动，在 4 个( 111)孪生面都会出现堆垛层 错和孪晶， 这样排列的孪晶因孪晶间的相互制约， 在应变量增加时孪 晶不能发生转动，沿轧制面排列。在外力作用下，随着应变增加，变 形试样中观察到大量形变孪晶，产生 TWIP效应。TWIP效应也可分步解释为：(1)拉伸变形最大的部位首先诱发孪 晶，孪晶界阻止了该区滑移的进行从而导致位错的塞积， 使局部的强 度提高，难以继续变形，导致变形向其它应变较低区转移，从而推迟 了颈缩的形成， 极大提高了断后伸长率；

35、(2)拉伸后的奥氏体晶粒内包含了大量的形变孪晶。 粗大的透镜状形变孪晶从奥氏体晶界处向晶内 贯穿，分割奥氏体晶粒。接着，更细小的形变孪晶呈交织状分布于奥 氏体晶粒内。实质上，分割晶粒后的孪晶起到了亚晶界的作用，阻碍 了位错的滑移，这就起到了加工硬化的作用，使得 TWIP钢在变形后 获得非常高的抗拉强度。 (3)由于孪晶与奥氏体基体的共格作用， 高的 界面能不利于裂纹的扩展， 因此宏观表现为拉伸时的伸长率， 特别是 均匀伸长率的提高。目前对于 TWIP效应原理的解释还不完善，仍然 需要大量的试验来证实。它与 TRIP钢，HDP钢断口显著不同之处在 于，断口的韧窝非常深而且沿深度方向呈阶梯状， 这

36、些是否与晶粒内 孪晶大小及数量有关， 至今既无试验结果也无理论研究报道， 变形过 程中孔洞的形成长大过程也还没有一个简化的模型 8。十 TWIP 钢的应用领域和发展前景TWIP 钢由于具有高的能量吸收能力、高强塑性和没有低温韧脆 转变温度等优点，可以作为防弹钢板等抗冲击钢材，汽车大梁、车体 钢架、车门等汽车用钢，以及作为低温容器、舰船用钢等低温用钢等 等。Fe-M n-Si基多晶合金以其低成本、高强度、制备工艺简单等优点 受到了国内外研究学者的广泛关注。作为一个新型的钢种，目前对 TWIP 钢的研究以及认识上还有很多不足。但是，尽管还存在一些有 待解决的问题， TWIP 钢具有极高的强塑积，性

37、能优势十分明显。随 着汽车工业的发展， 迫切需要此类综合性能优良的钢种。 因此， TWIP 钢开发具有极大的潜力，蕴涵着巨大的商机和市场， TWIP 钢的研制必将对汽车工业的发展起到很大的推动作用 6汽车产业的快速发展， 特别是对安全和能耗方面的要求， 加速了TWIP钢的发展。TWIP钢的研究重点已经不再是单纯的成分设计、组 织结构观察和简单的热处理工艺。今后 TWIP钢研究将主要集中在以 下几点：（1）更加深人的成分优化，以探求更高强塑积或性能稳定化 的成分配比，例如通过掺杂合金元素来改善 TWIP 钢的耐腐蚀性能。（2）TWIP钢形变过程中亚结构对外加应力场的响应规律，深化对于 孪晶诱导塑性机制的理解。 （3） TWIP 钢在生产制备过程中的相关问 题，特别是覆镀性、焊接性、烘烤硬化性的的研究，以促进实验室研 究向产业化生产的转变。参考文献1 刘向海等.孪生诱发塑性(TWIP)钢的研究现状J.材料导报：综述篇，2010.6，上半月刊， 24( 6) .2 马凤仓，冯伟骏，王利，张荻.TWIP钢的研究现状J宝钢技术，2008,6:62-66.3 黄宝旭，王晓东.TWIP钢研究的现状与展望.热处理,2005,20464 王轶娜，黎倩，何燕霖，符仁钰，李麟.高强度高塑性