孿晶誘導塑性(Twinning Induced Plasticity)鋼，也稱TWIP鋼。
第一個基于TWIP效應的鋼于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，但業界人士普遍認為，TWIP鋼實現商業化生產依然任重道遠。
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構至關重要，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，穩定奧氏體，防止Fe-Mn合金在變形的時候發生相變，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鋼退火狀態下的顯微組織圖。
圖2 TWIP鋼示意圖
圖3 TWIP鋼退火狀態下的顯微組織照片
奧氏體鋼具有出色的強度和延性，良好的耐磨性和耐蝕性，因此得到了廣泛應用，高Mn TWIP鋼因其具有高的能量吸收能力（是傳統高強鋼的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的廣泛關注。
高強度IF鋼，TRIP鋼和TWIP的應變硬化行為對比。
室溫下，TWIP鋼具有較低的層錯能( 20~50 mJ/m2)，盡管TWIP鋼中應變強化的控制機制細節尚不清楚，通常認為，TWIP鋼高的瞬時應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力-應變曲線
（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Y軸)和預測的應力-應變曲線（左側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計
TWIP在變形過程中，產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。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 奧氏體鋼時發現，當合金層錯能低于16 mJ/m2，且γfcc→ε馬氏體轉變吉布斯自由能ΔGγ→ε=-220 J/m2或更低時，在應力作用下，奧氏體在高應變區會應變誘發馬氏體相變，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。而當合金層錯能約為25 mJ/m2，γfcc→ε馬氏體轉變吉布斯自由能ΔGγ→ε為正值，且在110～250 J/m2時，在應力作用下發生TWIP效應，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生TWIP效應的重要條件。層錯能過低(<20mJ/m2)可能誘發馬氏體相變，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，以保證TWIP效應的發生。
TWIP鋼經典成分(Fe-xMn-ySi-zAl)中的主要合金元素為Mn、Al、Si。Mn是奧氏體穩定元素，還可增加層錯能，強烈促進TWIP效應發生，抑制TRIP效應；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，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部產生大量的位錯與層錯缺陷，在切應力作用下位錯源所產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，隨著應力的增大位錯不斷堆集，應力集中愈來愈大，滑移系很難再滑移運動，不能再通過滑移方式來繼續塑性變形，當應力集中在孿生方向達到臨界應力值時，晶體就開始進行孿晶變形。
隨著應變量的增加，材料的顯微組織中出現大量的高密度形變孿晶，并產生二次孿晶。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。高應變區首先形成的孿晶界阻礙了該區滑移的進行，促使其它應變較低區域通過滑移進行形變直至孿晶的形成，這使試樣發生均勻變形，顯著推遲了縮頸的產生。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象的發生，也使塑性變形能夠持續進行，獲得更大的延伸效果。圖10為TWIP鋼應力-應變曲線，其中存在的兩種主要的形變機制。
圖10 TWIP鋼應力-應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)的再結晶組織中經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晶晶粒的生長過程中伴隨生成的，稱之再結晶孿晶或退火孿晶。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，發現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，其綜合力學性能優良。說明TWIP鋼只有在軋后經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高塑性。
有研究表明，TWIP 鋼經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。
應變速率對TWIP鋼性能的影響
TWIP 鋼在準靜態變形狀態下，較高應變率的形變時間很短，位錯的長程遷移變得困難，位錯更易在小區域內塞積，引起局部應力提高。所以高應變速率下的孿晶要比低應變速率下表現更為活躍，應變速率較大時傾向于形成形變孿晶。
在102～103 s-1應變速率范圍內的動態條件下，TWIP 鋼應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。高應變速率使塑性變形從等溫過程轉變為絕熱或準絕熱過程，塑性變形區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果表明，TWIP鋼通過沖壓形成復雜形狀試件的優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，結果表明與600MPa強度的雙相鋼DP600相比，TWIP940鋼表現出更好的冷成形性能。
疲勞性能
對Fe-22Mn-0.5C-Si-V-Cr TWIP鋼在未變形和單調預制變形兩種狀態下的低周疲勞性能進行了比較。結果表明，預制變形量達到20%時，鋼的疲勞壽命提高一倍左右，這是因為單調預制變形導致形變孿晶的產生，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現新的孿晶系形成。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；循環加載過程中未發生TWIP和TRIP效應。Niendorf等研究了疲勞裂紋的生長和組織演變，在環塑性變性區基本沒有新的孿晶出現，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、殘余應力及應力梯度、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力。而充分的應力梯度誘導的氫擴散會在殘余應力最大處產生氫富集,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力誘導氫擴散，使得微裂紋迅速擴展,從而發生延遲斷裂。
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鋼已可為汽車行業提供斷后伸長率50–60 %，抗拉強度 900–1100 MPa的產品，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生，但對其機理仍無法解釋。
TWIP鋼工業化生產已經開始，未來的技術研究應集中TWIP鋼合金成分的精細化設計上，以獲得更高強塑積產品的，并兼顧鋼廠的材料可制造性和汽車行業的材料易使用性。
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。
應用案例
當前的TWIP鋼的鋼級和汽車應用示例如下：
TWIP 500/900 A-柱，駕駛艙，前側梁
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
（根據網絡資料整理）
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