汽车轻量化为先进高强度钢的开发和应用提供了新的契机。双相钢、多相钢、相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢和孪晶诱导塑性(Twinning Induced Plasticity，TWIP)钢已逐渐受到企业和学者的广泛关注^{[1, 2, 3, 4]}。TWIP钢是集高强度、高塑性和高加工硬化率于一体的先进汽车用钢，其强塑积可达传统汽车钢的3倍以上，在白车身轻量化研究中具有突出优势^[5]。早在2005年，安塞洛米塔尔和蒂森克虏伯即开始攻关Fe-22Mn-0.6C TWIP钢的工业化难题^[6]；2009年，韩国浦项钢铁公司率先打通了Fe-18Mn-0.6C-1.5Al TWIP钢冶炼-浇铸-轧制生产线^[7]；同年，我国的宝钢^[8]、鞍钢^[9]、北京科技大学^{[10, 11]}、东北大学^[12]等也相继着手开发TWIP钢，对材料制备、测试、表征和形变机制等进行了系统研究，但相关成果远不及国外显著。当前，国内仅宝钢、鞍钢能够提供TWIP 950级别的冷轧产品。已有研究表明，第一代Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢具有良好的强度和卓越的塑性，二者分别约为600MPa和100%。然而，Si,Al合金化为TWIP钢工业化带来难以避免的浇注和涂镀问题^{[13, 14]}；第二代TWIP钢以Fe-Mn-C(-Al)系为主，与第一代TWIP钢相比强度有所提高而塑性略有下降，其值分别可达1000MPa和60%。合金成分优化后该系列TWIP钢的浇注和加工性能明显改善，已在欧洲和韩国实现工业化生产。目前，已开发的两代TWIP钢均是先进高强度汽车钢领域的研究焦点。

TWIP钢的强/塑性机制与常见钢种差异明显，其形变时以孪生、滑移以及二者的交互作用为主。对于奥氏体TWIP钢来说，可以通过计算基体的堆垛层错能建立成分控制策略^{[15, 16]}。当层错能低于12mJ·m^-2时，基体通过形变诱导相变避免局部变形进而改善塑性；当层错能在12~35mJ·m^-2范围内时，其变形后会产生大量机械孪晶，在动态Hall-Petch效应下基体伸长率显著提高；而当层错能高于35mJ·m^-2时，相变和孪生均难以发生，位错滑移成为基体塑性变形的主要机制。实际上，堆垛层错能优化TWIP钢的成分设计是基于形变机制范畴，仍不能直接预测基体强度与塑性的变化规律。已有研究大多是针对Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢合金元素与产品力学行为关系进行的理论和实验分析^{[17, 18, 19, 20]}，而关于Fe-Mn-C系TWIP钢的报道较少。本工作基于ThermoCalc软件预测7种TWIP钢试样的基体组织，根据热力学模型计算不同钢种的堆垛层错能并探讨其与化学成分的相关性，采用MAC-21 超高功率X射线衍射仪检测试样形变前后的相结构，通过FEI MLA 250扫描电子显微镜和OLYMPUS LEXT OLS4000光学显微镜表征基体晶粒形貌特征，结合力学性能测试结果揭示了溶质元素对Fe-Mn-C系奥氏体TWIP钢拉伸行为的影响，为下一代高强、高韧汽车钢的成分调控提供可靠的参考依据。

采用25kg中频真空感应炉在氩气保护下冶炼不同成分的Fe-Mn-C系TWIP钢，各铸锭的实测成分如表1所示。为了改善试样均质性，将TWIP钢铸锭在1200℃扩散退火2h，之后锻至截面尺寸为30mm×80mm的中间坯；经1200℃保温1h后采用直径350mm双辊轧机进行热轧，其厚度约为4.0mm；采用浓盐酸清洗TWIP钢热轧板的氧化铁皮，而后在室温下经10道次轧至最终厚度约为1.6mm；利用箱式退火炉对TWIP钢冷轧试样进行热处理，退火温度为750℃，保温时间为10min；考虑到TWIP钢试样高温时的氧化比较严重，将其表面厚约0.3mm的脱锰脱碳层磨去。

根据美国ASTM E8M标准制备TWIP钢板材拉伸试样，标距宽度为6mm，长度为25mm。采用CMT5105电子万能试验机测试7种Fe-Mn-C系TWIP薄板试样的拉伸性能，初始应变率设置为0.001s^-1，引伸计量程为100%。由于TWIP钢的屈服特征不显著，测试中以塑性变形为0.2%的应力值作为试样的屈服强度。试样的相结构采用MAC-21 超高功率X射线衍射仪来检测，Cu靶，电压为40kV，扫描速率为5(°)/min。TWIP钢拉伸前、后基体的晶粒形貌通过FEI MLA 250扫描电子显微镜(加速电压为30kV)和OLYMPUS LEXT OLS4000光学显微镜表征。

基于ThermoCalc软件TCFE6数据库计算1200℃和600℃时Fe-Mn-C系的三元相图，如图1所示。由图1可见，当 Mn含量大于15%(质量分数，下同)时Fe-Mn-C系TWIP钢可获得奥氏体基体(FCC_A1)。由于ThermoCalc软件预测Mn含量的有效区间为0%~20%，更高含量时模型预测结果的可靠性仍有待验证。尽管如此，可初步判定实验中设计的7种TWIP钢基体为单一奥氏体。

	图 1 Fe-Mn-C系的三元相图 (a)1200℃；(b)600℃ Fig.1 Phase diagrams of Fe-Mn-C ternary system (a)1200℃;(b) 600℃
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根据双亚点阵模型计算Fe-Mn-C系奥氏体钢25℃时的堆垛层错能如图2所示，相关参数见文献^{[21, 22, 23]}。对于成分为0.4%~0.7%C，20%~24%Mn的TWIP钢来说，其基体的堆垛层错能随Mn，C含量增加而增大，反映了合金元素对TWIP钢形变机制的直接影响。表2为该模型预测的7种TWIP钢的层错能值。由表2数据可知，实验钢种的层错能为14.0~33.5mJ·m^-2，基本位于TWIP效应对应的范围内^[15]，形变时将以孪生诱导塑性为主要机制。

	图 2 Fe-Mn-C系奥氏体钢25℃时的堆垛层错能 Fig.2 Stacking fault energy(SFE) of Fe-Mn-C austenite steels at 25℃
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图3为3^#和5^#试样各流程下的工程应力-应变曲线。由图3可见，Fe-Mn-C系TWIP钢力学性能不同于常见钢种，同时兼具高强度和高塑性的特征。由于TWIP钢具有面心立方的奥氏体结构，其静态拉伸时均匀伸长率(A_gt)与总伸长率(A_t)比较接近，间接反映了低层错能基体形变过程中对动态回复的抑制以及对加工硬化的改善。表3是室温下TWIP钢试样在应变率为0.001s^-1时的拉伸实验结果。尽管TWIP钢的溶质含量不同，但热轧、冷轧和退火后试样拉伸性能均呈现相似的变化规律。热轧后各TWIP钢试样可获得良好强度与塑性的结合，冷轧后抗拉强度(R_m)大幅提高而塑性显著降低，退火后大部分试样的综合拉伸性能有所提高。本研究中TWIP钢冷轧-退火板材的屈服强度(R_p0.2)在390~460MPa范围内，抗拉强度基本在950~1100MPa水平，伸长率大体处于0.50~0.70之间，而强塑积(R_m×A_t)可达50~70GPa·%。分析表明，7种TWIP试样的屈强比大多低于0.50，说明其均具备良好的加工硬化性能。

	图 3 Fe-Mn-C系TWIP钢工程应力-应变曲线 (a)3#；(b)5# Fig.3 Engineering stress-strain curves of Fe-Mn-C TWIP steels (a)3# ;(b)5#
图选项

图4为7种TWIP钢试样拉伸前后的X射线衍射结果。由图4可见，各TWIP钢试样拉伸前为单一奥氏体基体，与ThermoCalc软件预测结果一致(见图1)；各试样奥氏体特征峰非常明显，衍射谱峰值高、峰宽小，说明形变前基体晶粒尺度相对较大。本实验中7种TWIP钢板材静态拉伸后仅在1^#试样中发现了极少量ε马氏体，其余试样均仍为单一奥氏体，即形变过程中未发生γ→ε转变；拉伸后各奥氏体特征峰宽化钝化，说明形变过程中形成了大量的机械孪晶细化了基体，如图5所示。值得注意的是，试样形变时其晶粒取向也发生了变化，奥氏体γ(111)和γ(222)峰值明显降低，而γ(220)峰值升高，说明拉伸过程中晶粒向有利于孪生的方向转动。

	图 4 TWIP钢拉伸前后的X射线衍射结果 (a)拉伸前；(b)拉伸后 Fig.4 X-ray diffraction results of TWIP steels (a)before tension;(b)after tension
图选项

大量研究表明，实现TWIP钢高强度与高塑性良好结合的重要条件是其基体必须为面心立方奥氏体。根据图1可知，当TWIP钢中Mn含量高于15%时可获得600℃的单一奥氏体基体。然而，ThermoCalc数据库中Mn含量有效范围为0%~20%，其在高合金Fe-Mn-C TWIP钢相组分预测中的应用仍存在争议。图4(a)中证实7种TWIP钢试样X射线衍射测试中并未发现铁素体或马氏体，与TCFE 6.0数据库计算结果完全一致，因此，当前仍可参考ThermoCalc的预测结果进行Fe-Mn-C系TWIP钢的成分设计和优化。

对于FCC结构的奥氏体来说，堆垛层错能较低时滑移的灵便性变差，扩展位错难以束集，不利于交滑移进行，反而容易诱发孪晶。本研究中7种TWIP钢堆垛层错能位于14.0~33.5mJ·m^-2之间，形变时将以孪生诱导塑性为主要机制^[15]，XRD和SEM实验结果(图4与图5)也证实了试样拉伸时基体中发生了TWIP效应。尽管1^#试样拉伸后基体中检测到少量ε马氏体，综合分析其力学性能可判定孪生行为仍是塑性变形的主要机制。根据图5可知，冷轧TWIP钢750℃退火10min后，基体晶粒的平均尺寸约为10~20μm。试样拉伸后基体中出现大量形变孪晶，且由于取向差异仍可观察到少数未发生孪生变形的晶粒。

	图 5 TWIP钢试样的晶粒形貌 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4# Fig.5 Grain morphology of TWIP steels (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#
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图6、图7和图8分别是Fe-Mn-C系TWIP钢屈服强度、抗拉强度和总伸长率随合金元素含量的变化规律。根据图中数据，TWIP钢冷轧-退火试样的屈服强度和抗拉强度均随Mn含量增加而减小，而总伸长率随Mn含量增加而增大。对比0.4%C和0.6%C的两组数据可见，这一规律对基体中的碳含量并不敏感。Frommeyer等^[5]对不同Mn含量的Fe-Mn-Si-Al系试样进行了力学性能测试，发现Mn含量在15%~30%范围内增大时，其屈服强度和抗拉强度减小，而均匀伸长率和总伸长率增加；Ding等^[17]通过静态拉伸实验分析了Fe-24Mn-3Si-3Al和Fe-33Mn-3Si-3Al两种TWIP钢的拉伸性能，表明试样的屈服强度和抗拉强度随Mn含量增加而减小，而伸长率随Mn增加而增大；Mi等^[18]分析了Fe-(16,19,23,28)Mn-3Si-3Al系TWIP钢固溶水韧试样的静态拉伸行为，房秀慧等^[19]表征了Fe-(18~30)-3Si-3Al 3种TWIP钢锻后试样的力学性能和孪生织构，陆惠菊等^[20]测定了Fe-(15~32)Mn-3Si-3Al系5种冷轧-退火试样的力学行为和相组分，以上研究中的实验数据均表明Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢中高Mn合金化可以降低强度而提高塑性，这与本研究对Fe-Mn-C系TWIP钢的分析结论是一致的。Hoffmann等^[24]比较了Fe-18Mn-0.6C和Fe-23.5Mn-0.6C两种TWIP钢在不同应变速率下的拉伸性能，静态拉伸时基体的抗拉强度随Mn含量增加而降低，伸长率则随之增大，动态拉伸时这一规律并不明显；Hong等^[25]分析了两种TWIP钢Fe-18Mn-0.6C和Fe-22Mn-0.6C在应变率为0.001s^-1条件下力学行为，其实验结果与本研究揭示的变化规律完全相符，进一步验证了以上结论的可靠性。根据图2和表2可知，当基体中Mn含量增加时，体系层错能略有增大，在一定程度上抑制了马氏体相变而有利于孪生，进而强度下降而塑性增加。对比图5(a)，(c)可以看出，当TWIP钢中Mn含量从20%增加到22%时，拉伸后试样中形变孪晶密度明显增加，促进基体伸长率提高。

	图 6 TWIP钢屈服强度随合金元素含量的变化 (a)Mn;(b)C Fig.6 Yield strength variation against alloying element content in TWIP steels (a)Mn;(b)C
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	图 7 TWIP钢抗拉强度随合金元素含量的变化 (a)Mn;(b)C Fig.7 Tensile strength variation against alloying element content in TWIP steels (a)Mn;(b)C
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	图 8 TWIP钢伸长率随合金元素含量的变化 (a)Mn;(b)C Fig.8 Total elongation variation against alloying element content in TWIP steels (a)Mn;(b)C
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当Fe-Mn-C系TWIP钢中C含量增加时，基体的屈服强度和抗拉强度先增大后减小，在C含量为0.6%时存在最大值；TWIP钢总伸长率随C含量的变化与Mn含量有关。对于Mn含量为20%的试样，其伸长率随C含量增加而增大；而当Mn含量为22%时，其伸长率随C含量增加而减小。通常，C原子在Fe-Mn合金中为间隙固溶，导致基体中产生晶格畸变，其周围的应力场及其形成的C-Mn原子团阻碍位错运动，进而屈服强度随C含量增加而增大。Fe-Mn-C系TWIP钢的抗拉强度不仅与TRIP/TWIP效应有关，还受到C的固溶作用及基体中碳化物的影响^[26]。当TWIP钢中含碳量在一定范围内增加时，其固溶强化作用增强，有利于提高抗拉强度；同时由于堆垛层错能的增大而促进孪晶形成，改善了基体塑性。当C含量过高时可能在晶界处形成的碳化物恶化了材料的拉伸性能，此时的变形机制与Hadfield钢^[27]比较相近。TWIP钢的伸长率主要与形变孪晶的形成和扩展有关。对于Mn含量为20%的TWIP钢，其堆垛层错能处于比较低的水平，C含量从0.4%增大到0.6%时基体层错能从14.0mJ·m^-2增加到20.4mJ·m^-2，在一定程度上促进了形变孪生，基体塑性随之改善；观察图5(a)，(b)可以发现，0.6%C试样拉伸后基体中的孪晶比例较0.4%C时大，与静态拉伸实验测试结果完全相符。对Mn含量为22%的试样，基体塑性随C含量增加逐渐降低。对比图5(c)，(d)可知，基体中孪晶密度比较接近，塑性恶化与孪生行为基本无关。图9中对比了C含量分别为0.4%和0.7%试样拉伸后光学显微镜下的晶粒形貌。由图9可见，当前制备工艺下C含量较高的试样中存在沿晶界分布的渗碳体，这可能是导致伸长率下降的主要原因。

	图 9 TWIP钢试样的晶粒形貌 (a)3#;(b)6# Fig.9 Grain morphology of TWIP steels (a)3#;(b)6#
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屈强比和强塑积是反映TWIP钢形变过程中加工硬化和能量吸收水平的重要指标，它们是除强度与伸长率外评估TWIP钢力学性能的关键参数。图10和图11分别是Fe-Mn-C系TWIP钢屈强比和强塑积随Mn，C含量的变化关系。图10中表明，对于C含量为0.4%和0.6%的TWIP钢，当Mn含量为22%时，其屈强比可达到某一较小值；而对于Mn含量为20%的TWIP钢，C含量为0.6%的TWIP钢的屈强比小于C含量为0.4%的对应值；对于Mn含量为22%的TWIP钢，其屈强比在C含量为0.5%时最小。一般来说，屈强比可作为金属材料加工硬化性能的直观反映，其不仅与基体结构有关，也受到形变时强塑机制的影响，以上实验结果可为TWIP的成分设计和力学性能调控提供科学的参考依据。

	图 10 TWIP钢屈强比随合金元素含量的变化 (a)Mn;(b)C Fig.10 Yield ratio variation against alloying element content in TWIP steels (a)Mn;(b)C
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	图 11 TWIP钢强塑积随合金元素含量的变化 (a)Mn;(b)C Fig.11 Product of tensile strength and ductility variation against alloying element content in TWIP steels (a)Mn;(b)C
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Fe-Mn-C系TWIP钢的强塑积通常在60GPa·%水平，一般可达传统汽车钢的3倍以上。根据实验结果，TWIP钢的强塑积随Mn含量的增加而增大，这一点在C含量为0.4%试样中的体现尤为明显。尽管高Mn合金化降低了TWIP钢抗拉强度，但其对塑性的改善更为显著，故综合效应使基体的强塑积增大。对于Mn含量为20%的TWIP钢，基体的强塑积随C含量增加而增大；而对于Mn含量为22%的TWIP钢，其强塑积随C含量增加而减小。TWIP钢强塑积随C含量的变化趋势与其对强度和伸长率的影响规律是一致的。

(1)TWIP钢中Mn含量在20%~24%、C含量在0.4%~0.7%时，其基体为单一奥氏体，静态拉伸时以孪晶诱导塑性为主要塑性机制。该成分TWIP钢屈服强度在390~460MPa范围内，抗拉强度基本在950~1100MPa水平，伸长率大体处于0.50~0.70之间，而强塑积可达50~70GPa·%。

(2)Fe-Mn-C系TWIP钢Mn含量增加时，基体的屈服强度和抗拉强度均减小，总伸长率增大； C含量增加时，其屈服强度和抗拉强度先增大后减小，在0.6%C时存在最大值；TWIP钢总伸长率随C含量的变化与Mn含量有关。

(3)对于C含量为0.4%和0.6%的TWIP钢，当Mn含量为22%时，其屈强比可达到某一较小值；而对于Mn含量为20%的TWIP钢，C含量为0.6%的TWIP钢的屈强比小于C含量为0.4%的对应值；对于Mn含量为22%的TWIP钢，其屈强比在C含量为0.5%时最小。

(4)TWIP钢的强塑积随Mn含量的增加而增大，这一点在C含量为0.4%试样中体现尤为明显。对于Mn含量为20%的TWIP钢，基体的强塑积随C含量增加而增大；而对于Mn含量为22%的TWIP钢，其强塑积随C含量增加而减小。