孪晶诱导塑性(Twinning Induced Plasticity)钢，也称TWIP钢。
第一个基于TWIP效应的钢于1998年问世，其强度达到800MPa，断后伸长率达到85%以上。虽然欧洲，韩国及中国的钢厂和科研院所对TWIP钢进行了大量的研究和试制，但业界人士普遍认为，TWIP钢实现商业化生产依然任重道远。
图1 TWIP钢的强度及延伸率的分布概览
概述
通常而言，TWIP钢的Mn含量很高（12~30%），并含有少量C (<1 %), Si (<3%)或 Al (<3 %)。它在室温下的组织为单一的奥氏体组织和少量退火孪晶组织。
TWIP钢含有大量Mn，是因为Mn对于保持Fe-Mn-Al 三元合金系的奥氏体组织结构至关重要，同时有利于控制铁基合金的层错能(SFE)。
TWIP钢通常添加铝，是因为铝能显著增加SFE，因此，稳定奥氏体，防止Fe-Mn合金在变形的时候发生相变，同时，铝可以通过固溶强化对奥氏体晶粒进行强化。
图2是TWIP钢的示意图，图3是TWIP钢退火状态下的显微组织图。
图2 TWIP钢示意图
图3 TWIP钢退火状态下的显微组织照片
奥氏体钢具有出色的强度和延性，良好的耐磨性和耐蚀性，因此得到了广泛应用，高Mn TWIP钢因其具有高的能量吸收能力（是传统高强钢的2倍），高的刚度，可用于改善汽车的碰撞安全性能，因此吸引了汽车行业的广泛关注。
高强度IF钢，TRIP钢和TWIP的应变硬化行为对比。
室温下，TWIP钢具有较低的层错能( 20~50 mJ/m2)，尽管TWIP钢中应变强化的控制机制细节尚不清楚，通常认为，TWIP钢高的瞬时应变硬化被认为是由于形变孪晶体积占比的增加引起的。
形变孪晶使钢的晶粒被反复切割，变得越来越细小，产生的孪晶晶界类似晶界的作用，使材料强化阻碍了位错的滑移，降低了位错平均自由行程。图5为位错平均自由行程示意图，图6为不同应变量下的TWIP钢SEM显微照片。
图5 位错平均自由行程示意图
TWIP钢不仅具有极高的强度，同时还具有极高的翻边成形性能。在工程应变约为30%时，其n值上升为0.4，并在随后的变形过程中保持恒定，直到其均匀伸长率和总伸长率达到50%为止。TWIP钢的抗拉强度达到1000 MPa以上。
图7 TWIP钢的试验及预测的真应力-应变曲线
（Fe-17.5 wt.% Mn-1.4 wt.% Al-0.56 wt.% C）
图8 TWIP钢实验室测得的和预测的孪晶体积占比的演变(右侧Y轴)和预测的应力-应变曲线（左侧Y轴）（Fe–17.5 wt.% Mn–1.4 wt.% Al–0.56 wt.% C）
TWIP钢的层错能及化学成分设计
TWIP在变形过程中，产生塑性变形的因素包括位错滑移、孪生及相变，TWIP钢的塑性变形机制与层错能(SFE)密切相关。层错能是合金材料的重要物理特征，直接影响材料的力学性能、位错交滑移、相稳定性等。图9所示为面心立方晶体的滑移和孪晶变形示意图。
图9 面心立方晶体的滑移和孪晶变形图
(左) 滑移 (右) 孪晶
Grassel和Frommeye等研究高Mn 奥氏体钢时发现，当合金层错能低于16 mJ/m2，且γfcc→ε马氏体转变吉布斯自由能ΔGγ→ε=-220 J/m2或更低时，在应力作用下，奥氏体在高应变区会应变诱发马氏体相变，相变延迟了钢的缩颈，从而提高了钢的塑性，此谓TRIP（Transformation Induced Plasticity）效应。而当合金层错能约为25 mJ/m2，γfcc→ε马氏体转变吉布斯自由能ΔGγ→ε为正值，且在110～250 J/m2时，在应力作用下发生TWIP效应，奥氏体钢通过形变中孪晶的形成来延迟缩颈而获得良好的塑性，因此，合适的层错能范围是奥氏体钢发生TWIP效应的重要条件。层错能过低(<20mJ/m2)可能诱发马氏体相变，而层错能过高(>40 mJ/m2)又不利于孪晶的形成。
影响层错能的因素包括合金元素、成分的偏聚、温度、磁性等，在特定的前提下，可通过控制合金元素的含量使TWIP 钢在室温下的层错能在特定范围内，以保证TWIP效应的发生。
TWIP钢经典成分(Fe-xMn-ySi-zAl)中的主要合金元素为Mn、Al、Si。Mn是奥氏体稳定元素，还可增加层错能，强烈促进TWIP效应发生，抑制TRIP效应；Al亦可增加层错能以抑制马氏体相变，有利于形变孪晶的形成；Si在TWIP钢中可固溶于奥氏体，起固溶强化作用，还可以改变C在奥氏体中的溶解度，但它的加入降低了层错能，抑制了TWIP效应，目前TWIP钢中Si含量均以3%为最佳。
TWIP 钢的变形机制
在外力的作用下，TWIP钢的变形主要以孪生方式进行，这是因为对于低层错能的奥氏体晶粒，微小的变形就能使其内部产生大量的位错与层错缺陷，在切应力作用下位错源所产生的大量位错沿滑移面运动时遇到了障碍，位错被钉扎造成位错的塞积和缠结，随着应力的增大位错不断堆集，应力集中愈来愈大，滑移系很难再滑移运动，不能再通过滑移方式来继续塑性变形，当应力集中在孪生方向达到临界应力值时，晶体就开始进行孪晶变形。
随着应变量的增加，材料的显微组织中出现大量的高密度形变孪晶，并产生二次孪晶。初生孪晶与次生孪晶交互穿越、切割基体，增加运动的障碍，起到了细化晶粒的作用，极大提高了TWIP钢的强度。高应变区首先形成的孪晶界阻碍了该区滑移的进行，促使其它应变较低区域通过滑移进行形变直至孪晶的形成，这使试样发生均匀变形，显著推迟了缩颈的产生。同时对位错运动的阻碍也在一定程度上减少了加工硬化现象的发生，也使塑性变形能够持续进行，获得更大的延伸效果。图10为TWIP钢应力-应变曲线，其中存在的两种主要的形变机制。
图10 TWIP钢应力-应变曲线中两种主要的形变机制：
TRIP和TWIN © Tilmann Hickel, Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH
热处理工艺对TWIP性能的影响
在一些中等和低层错能的面心立方金属或合金(如奥氏体δ-Fe)的再结晶组织中经常能观察到两边界面平直的孪晶片，这些孪晶是在一次再结晶晶粒的生长过程中伴随生成的，称之再结晶孪晶或退火孪晶。研究表明，TWIP钢在拉伸变形过程中形变孪晶首先开始于取向合适的退火孪晶，形变孪晶的发生依赖于退火孪晶的存在。因此TWIP钢的热处理工艺是影响TWIP钢使用性能的关键工艺之一。
有学者研究了淬火、正火、退火三种热处理工艺条件下Fe-25Mn-3Si-3Al 的TWIP 钢的组织和性能，发现在淬火和正火条件下的组织为过冷奥氏体、少量的马氏体和铁素体，在拉伸试验中强度很高，塑性较差；退火态TWIP钢的室温组织为奥氏体，基体中存在大量退火孪晶，在随后的拉伸变形中形成形变孪晶，一部分形变孪晶保留了初始退火孪晶的位向，其综合力学性能优良。说明TWIP钢只有在轧后经过退火处理获得大量退火孪晶后，才能在变形中形成形变孪晶从而诱发高塑性。
有研究表明，TWIP 钢经1000℃退火后，基体中全部为边界平直的大块退火孪晶，孪生进行充分，晶粒直径达20～40μm，可获得640MPa左右的抗拉强度，255MPa左右的屈服强度和82%以上的伸长率，材料具有较好的综合力学性能。冷却速度对于晶粒尺寸和材料的塑性和强度的也有很大影响，冷却速度越大，拉伸后继承退火孪晶尺寸的形变孪晶尺寸越小，密度越高，导致材料的强度和塑性越高。
应变速率对TWIP钢性能的影响
TWIP 钢在准静态变形状态下，较高应变率的形变时间很短，位错的长程迁移变得困难，位错更易在小区域内塞积，引起局部应力提高。所以高应变速率下的孪晶要比低应变速率下表现更为活跃，应变速率较大时倾向于形成形变孪晶。
在102～103 s-1应变速率范围内的动态条件下，TWIP 钢应变速率的增加抑制了位错的交滑移和多系滑移，增加了延性断裂的阻力，使材料的强度得以提高。高应变速率使塑性变形从等温过程转变为绝热或准绝热过程，塑性变形区温度升高导致材料基体软化，材料变形能力增强。因此，TWIP钢在动态条件下的抗拉强度、伸长率和能量吸收值均显著增加。
TWIP钢的力学性能
拉伸性能
特殊的变形机制，使得TWIP钢具有其它钢不具备的良好的拉伸性能。Grassel等全面研究了第一代TWIP钢(Fe-xMn-ySi-zAl)的成分和性能，给出了不同成分TWIP钢静态拉伸变形时的力学性能。
随Mn含量的增加，钢的抗拉强度由(930±160)MPa降低到(630±100)MPa，而伸长率由(43±4)%增加到(80±10)%，当Mn含量超过25%时，总伸长率基本不变或降低很少。
成形性
对Fe-22Mn-0.6CTWIP 钢的成形性能研究结果表明，TWIP钢通过冲压形成复杂形状试件的优良能力超过其它等效强度高强钢和塑性好的钢。通过刚性凸模胀形实验测试了18Mn-0.5C-1.5Al的TWIP940钢的成形极限曲线，结果表明与600MPa强度的双相钢DP600相比，TWIP940钢表现出更好的冷成形性能。
疲劳性能
对Fe-22Mn-0.5C-Si-V-Cr TWIP钢在未变形和单调预制变形两种状态下的低周疲劳性能进行了比较。结果表明，预制变形量达到20%时，钢的疲劳寿命提高一倍左右，这是因为单调预制变形导致形变孪晶的产生，阻碍了位错的滑移，孪晶与位错相互作用强化了基体；未预制变形钢的组织中未发现新的孪晶系形成。Hamada 等研究了Fe-22Mn-0.6C、Fe-18Mn-0.6CNb、Fe-16Mn- 0.3C-Al 这3种TWIP 钢的高周疲劳性能和裂纹形核和扩展情况。结果表明，随着晶粒尺寸从35μm减少到4.5μm，疲劳强度由400MPa 增加到500MPa；循环加载过程中未发生TWIP和TRIP效应。Niendorf等研究了疲劳裂纹的生长和组织演变，在环塑性变性区基本没有新的孪晶出现，但有孪晶的生长，这抑制了加工硬化，使TWIP钢在高周疲劳载荷下具有较好的塑性。
延迟断裂（氢诱开裂）
迄今为止，延迟开裂被认为是Fe-22Mn-0.6C和FeMnAlSi体系TWIP钢的最主要问题。这类TWIP钢的延迟断裂行为是在充分的冲压变形量、残余应力及应力梯度、较高的基体氢含量、强烈的缺口敏感性的共同作用下产生的。
在充分的冲压变形量下,由于TWIP钢具有强加工硬化性能,会导致其接近抗拉强度的峰值残余应力。而充分的应力梯度诱导的氢扩散会在残余应力最大处产生氢富集,氢含量增大导致的氢致软化使TWIP钢容易萌生微裂纹。缺口敏感性和进一步的应力诱导氢扩散，使得微裂纹迅速扩展,从而发生延迟断裂。
图11 TWIP钢深冲件的延迟开裂示例
(左图)TWIP钢深冲件延迟开裂（Fe–22Mn–0.6C）
(右图) TWIP钢深冲件延迟开裂的抑制（Fe–22Mn–0.6C- 2.5%Al）
展望
当前，尽管TWIP钢已可为汽车行业提供断后伸长率50–60 %，抗拉强度 900–1100 MPa的产品，同时，还有很多问题亟待解决，例如，屈服强度低依然是个问题，通过预应变（冷轧/大平整）增加屈服强度常常无法达到预期的效果，因为这也会降低预应变材料的延展性，其他的方法，例如微合金化或晶粒细化方面，仍需进一步深入研究。虽然通过添加Al可抑制延迟断裂的发生，但对其机理仍无法解释。
TWIP钢工业化生产已经开始，未来的技术研究应集中TWIP钢合金成分的精细化设计上，以获得更高强塑积产品的，并兼顾钢厂的材料可制造性和汽车行业的材料易使用性。
在TWIP钢的物理冶金学方面，也需要开展更多的基础性研究工作，例如进一步澄清孪晶运作机制以及控制形变孪晶的方法，对TWIP钢延迟开裂的机理性研究。
应用案例
当前的TWIP钢的钢级和汽车应用示例如下：
TWIP 500/900 A-柱，驾驶舱，前侧梁
TWIP 500/980 车轮，下部控制杆，前防撞梁和后防撞梁，B柱，车轮轮辋
TWIP 600/900 地板横梁，驾驶舱
TWIP 750/1000 车门防撞梁
TWIP 950/1200 车门防撞梁
（根据网络资料整理）
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