孪晶诱发塑性(Twinning Induced Plasticity，TWIP)钢因具有高强度、高塑性、高能量吸收率以及良好的成形性能，已成为汽车用钢的研究热点^[1]。TWIP钢的强塑积可高达100GPa·%以上^[2]，单位体积的撞击吸收能为传统深冲用钢的2～3倍，且拥有比传统钢更低的密度，在-196～200℃之间形变时没有低温脆性转变现象^[3]，成为下一代汽车用钢的发展方向。目前，国内外TWIP钢的研究主要集中在Fe-Mn-Al-Si系、Fe-Mn-C系和Fe-Mn-Al-C系三大钢系^{[4, 5, 6, 7]}，然而Al和Si分别影响钢水的浇铸质量和冷轧板的镀锌质量^[8]。最近，Cu作为扩大奥氏体相区的元素添加到Fe-Mn-C钢中的研究引起了关注。Lee等^[9]研究了Cu含量对Fe-12Mn-0.7C-1Al TWIP钢力学性能的影响，发现随Cu含量的增加TWIP钢的塑性会显著增加，而强度变化不大。Kim等^[10]在研究Cu对低碳相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢冷轧性能的影响时，发现Cu会增加残余奥氏体的体积分数，能够显著提高材料的综合力学性能。易炜发等^[11]在研究Cu含量对Fe-20Mn-1.3C系钢的影响时发现Cu含量为3.0%(质量分数)时TWIP钢具备最优良的综合力学性能，抗拉强度和伸长率分别为1256MPa和77.6%。秦小梅等^[12]研究形变温度对Fe-Mn-Al-C系TWIP钢形变机制影响时发现层错能随形变温度升高而增加，然而相对于成熟的三大钢系，关于Fe-Mn-Cu-C系TWIP钢的研究很少，Fe-Mn-Cu-C系TWIP钢在拉伸过程中微观组织和力学性能随形变温度的变化规律尚不明确，尤其是形变温度与层错能和形变机制之间的关系有待深入研究。

本工作研究了Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢的力学性能随温度的变化规律，通过X射线衍射分析(XRD)、显微组织观察(OM)和透射电镜(TEM)观察了变形组织，并通过层错能的计算，对TWIP钢在不同温度下的塑性变形机制和加工硬化机制进行了分析。

以45^#钢、电解锰、电解纯铜以及高纯石墨为原料，采用ZG-25真空感应熔炼炉熔炼，其化学成分(质量分数/%)为：C 1.3，Mn 20，Cu 3.0，Fe余量。将铸锭在1050℃下固溶处理8h，取出后水淬，然后将试样在900℃下热锻成直径为16mm的圆棒，再将直径为16mm的圆棒在1050℃下固溶处理2h水淬，防止碳化物析出。

分别根据GB/T 228-2002,GB/T 13239-2006以及GB/T 4338-2006的标准，将圆棒车削加工成室温、低温和高温拉伸试样。在Instron 1185电子万能材料试验机上分别于-100,-50,0,25,100,150,200℃下将试样以8.33×10^-4 s^-1的应变速率经拉伸至断裂。低温时通过控制液氮的供给量调节低温拉伸变形时的温度，高温则由电阻炉控制实验的温度。将拉伸试样线切割成金相试样，金相试样经打磨、抛光后用4%硝酸酒精腐蚀，采用XJZ-6A型金相显微镜观察金相组织，采用D/max Ultima Ⅲ型X射线衍射仪进行物相分析，最后采用Philips-FEI Tecnai G2 F20 S-TWIN 200KV场发射透射电镜观察不同条件下的金相试样微观组织形貌。

固溶处理后Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢的原始组织状态如图 1所示。由图 1(a)可知：原始组织为奥氏体等轴晶且无碳化物析出，基体内分布着大量的退火孪晶；图 1(b)为该条件下的XRD图谱，对该图谱线进行分析发现，衍射图谱上除了强度较高的典型面心立方奥氏体衍射峰({111},{200},{220},{311},{222})外，在图谱上未发现碳化物相，说明试样组织为单相奥氏体组织，无碳化物析出。

	图1 Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢固溶处理后的金相组织(a)及XRD谱图(b) Fig.1 Metallographic microstructure (a) and XRD pattern (b) of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel after solution treatment
图选项

WIP钢的力学性能和形变机制与堆垛层错有关，Allain等^[13]指出，当层错能在12~35mJ/m²之间时，发生TWIP效应，当层错能小于18mJ/m²时，相变吉布斯自由能ΔG^γ→ε小于0，发生应力诱发马氏体相变。层错能γ_SFE与化学成分和变形温度有关，并随温度的升高而增大^[14]。在fcc结构中层错能可表示为^[15]

式中：ΔG^γ→ε为γ→ε相变自由能的变化；σ^γ/ε是γ奥氏体与ε马氏体之间的界面能，Dumay等^[15]给出的值为5～15mJ/m²，本实验取8mJ/m²；ρ是原子在{111}面的摩尔面密度，其中ρ=4/3a²N(式中a为奥氏体的晶格常数，通过X射线衍射分析法测定，a=0.364nm；N为Avogadro常数)。

奥氏体向马氏体转变γ→ε的吉布斯自由能变化可用式(2)表示^[16]

式中：X_i为组元的摩尔分数；Δ⁰G_i^γ→ε是元素i引起相变吉布斯自由能的变化；Ω_ij^γ→ε为i和j两元素的相互作用参数；ΔG_mg^γ→ε为磁性转变引起吉布斯自由能的变化。

由式(2)～(7)可知对于Fe-Mn-Cu-C系TWIP钢的相变自由能可表示为：

利用文献[13～17]中的参数，结合公式(1)和(8)分别计算合金在-100，-50，0，25，100，150，200℃时的层错能γ_SFE，其结果分别为21.73，23.91，26.74，28.53，40.16，48.97，58.65mJ/m²。

通过Origin拟合曲线如图 2所示，可表示为：

	图2 Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢层错能随温度的变化曲线 Fig.2 Dependence of stacking fault energy on temperature for Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel
图选项

由图 2可知：随着形变温度的升高，Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢的层错能显著增加。对TWIP钢的研究表明，层错能等于20mJ/m²是形变诱发马氏体的上限^[17]，形变温度为-100℃ 时，Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢的层错能为21.73mJ/m²，超出了形变诱发马氏体的上限，将该温度下拉伸后的试样经XRD分析发现拉伸后的物相全部为单相奥氏体；层错能在12～35mJ/m²之间时，应变诱发形变孪晶^[18]，因此在-100～25℃拉伸时，TWIP效应为主要变形机制；当层错能大于30～40mJ/m²时，形变机制以滑移为主^[19]，因此在100～200℃拉伸时，位错滑移占主导。

图 3(a)，(b)分别为Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢在不同形变温度下拉伸时的工程应力-应变曲线及局部放大图。由图 3可知：在实验温度范围内，Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢拉伸过程中均表现出连续屈服现象^[20]，在0～100℃ 之间拉伸时，当合金变形到一定程度后，曲线均出现锯齿形流变，且随着应变量的增大，锯齿起伏越来越明显，起伏间隙越来越大；研究表明，锯齿形流变主要由以下两方面引起：一是孪晶的形核驱动力远高于孪晶扩展驱动力，故形变孪晶出现时会出现应力松弛；同时形变孪晶改变了晶体取向，促使滑移继续进行，滑移与孪生交替进行^[21]，宏观曲线上表现为锯齿流；二是可动位错与林位错以及溶质原子间交互作用产生动态应变时效的结果^[22]，位错在滑移过程中会受到林位错、沉淀相等障碍的阻拦，而C,Mn,Cu等溶质原子以扩散形式向被阻拦的可动位错偏聚，形成溶质原子气团，钉扎位错运动，拉力增加可动位错因被激活而“脱钉”，“钉扎”与“脱钉”交替进行，宏观上表现为锯齿形流变^[23]。TWIP钢在25℃以下拉伸时，溶质原子的扩散性弱，动态应变时效受到抑制，因此该温度下的锯齿流是孪生滑移交替进行的结果；TWIP钢在100℃拉伸时层错能为40.16mJ/m²，此时TWIP效应受到抑制，但溶质原子的扩散性增强，产生动态应变时效。由图 3(a)可知，100℃的拉伸曲线刚开始屈服时就出现了锯齿形流变，此时位错滑移不可能受阻，故该温度下锯齿流变是动态应变时效的结果；形变温度为150℃和200℃时，Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢的层错能分别为48.90,58.65mJ/m²，此时滑移为主要的塑性变形机制，由于温度较高，位错滑移难以被钉扎，动态应变时效作用也较弱，因此拉伸曲线上未出现锯齿流。

	图3 Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢在不同温度拉伸变形时的工程应力-应变曲线(a)及放大图(b)Tensile engineering stress-strain curves (a) and enlarged figure (b) of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel at different temperatures Fig.3
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图 4为该TWIP钢的屈服强度、抗拉强度以及伸长率随形变温度的变化曲线。由该曲线可知：在实验温度范围内，随着形变温度的升高，抗拉强度和屈服强度总体呈下降趋势，温度从-100℃升高到200℃时，抗拉强度和屈服强度分别由1227.1MPa和619.0MPa降低到1049.5MPa和423.3MPa；断后伸长率表现出先升高后降低的趋势，在25℃时出现最大值，最大值为85.41%。

	图4 Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢的屈服强度、 抗拉强度以及伸长率随变形温度的变化曲线 Fig.4 Variations of yield strength,tensile strength and elongation of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel with deformation temperatures
图选项

图 5为Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢在不同温度下拉伸变形后的金相组织。由图 5(a)，(b)，(c)可知，变形温度在-100~25℃时，拉伸变形后的金相组织中出现大量的形变孪晶，晶界变得有些模糊，且随形变温度升高，孪晶体积分数降低，形变孪晶相互阻滞或截割，阻碍位错运动使位错在孪晶界处堆积，从而提高了材料的抗拉强度和屈服强度。由图 5(d)可知，200℃拉伸变形后，孪晶体积分数明显减小，同一晶粒内孪晶的孪生方向基本相同，在200℃下合金层错能较高，形变孪晶较难形成，滑移为主要塑性变形机制，同时随温度升高，C-C，C-Mn溶质气团的近程运动能力越来越强，动态应变时效作用减弱，从而使材料的抗拉强度和屈服强度降低。

	图5 Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢在不同温度下拉伸变形后的金相组织 (a)-100℃;(b)0℃;(c)25℃;(d)200℃ Fig.5 OM microstructure of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel after tensile deformation at different temperatures (a)-100℃;(b)0℃;(c)25℃;(d)200℃
图选项

TWIP效应的发挥是孪生和滑移共同作用的结果，在室温以下拉伸时，温度升高虽然降低了孪晶的体积分数，却促进了滑移的进行，使孪生滑移协调性增加，因此随着温度升高，TWIP钢的伸长率逐渐升高；在100℃以上拉伸变形时，形变组织中有孪晶产生但数量较少，不足以引发TWIP效应，此时塑性变形以滑移为主导，孪晶在塑性变形中所起的作用随温度的升高逐渐减小，因此TWIP钢的伸长率逐渐降低。

图 6是TWIP钢在不同温度下变形时加工硬化速率(dσ/dε)随真应变的变化曲线。图 7是在不同条件下变形时TWIP钢的TEM组织。由图 6可知：在-100℃和25℃进行拉伸时应变硬化率随真应变的变化趋势基本相同，可分5个阶段。第1阶段，应变硬化率随真应变的增加迅速降低，该阶段应变量较小，观察图 7(a)发现基体中存在大量的位错，在位错密度高的区域位错开始缠结，应变硬化主要依赖位错的滑移与位错间的相互作用，滑移是该阶段塑性变形的主导机制^[24]；第2阶段，应变硬化率随真应变的增加缓慢增加，其原因是滑移过程中位错塞积产生应力集中，达到了孪生的临界切应力，在退火孪晶的基础上产生了少量形变孪晶如图 7(b)所示，位错的增殖，以及孪晶与位错之间的相互作用使应变硬化率缓慢增加^[25]，-100℃与25℃的硬化曲线趋势相同，但-100℃的第2阶段明显更长，这是-100℃层错能较低，产生较多孪晶的结果；第3阶段，应变硬化速率(dσ/dε)随 真应变的增加缓慢下降，随着应变的增加滑移严重受阻，产生大量的形变孪晶如图 7(c)所示，孪晶界阻碍了位错的滑移，位错大量塞积，使材料强度升高应变硬化速率减小^[26]，与25℃的形变相比，-100℃变形具有更高的加工硬化率，这是第2阶段-100℃产生较多孪晶使更多的滑移系重新开动滑移的结果；第4阶段，应变硬化率(dσ/dε)随真应变的增加缓慢上升，由图 7(d)可以看出TWIP钢基体中存在大量相互交割的形变孪晶，晶粒被严重分割细化。孪晶数量急剧增加，使应力在一定程度上得到松弛，同时孪晶的产生促进了滑移的进行，使应变硬化率缓慢增大，由此可见该阶段应变硬化率的升高是形变孪晶释放局部应力，使滑移重新开动的结果^[27]，两个形变温度在这一阶段的最大区别是，与-100℃形变相比，25℃的硬化曲线上升阶段开始得早，在真应变为0.38～0.6之间时出现了屈服平台，主要是位错的运动在低温阶段(-100℃)被抑制，动态回复作用大幅减弱，不利于TWIP效应的发挥，这也使得TWIP钢的伸长率在一定形变温度范围内随温度的升高而升高(由图 4可知)^[28]；第5阶段，如图 7(e)所示，孪晶和晶界周围布满了高密度位错，孪晶与位错、孪晶之间的相互作用使孪晶和晶界变得模糊不清，高密度位错运动严重受阻产生应力集中最终导致材料断裂。

	图6 Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢在不同温度下变形时 应变硬化速率(dσ/dε)随真应变的变化曲线 Fig.6 Variations of strain hardening rate with true strain of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel at different deformation temperatures
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	图7 不同条件下Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢的TEM组织 (a)ε=5%,25℃；(b)ε=15%,25℃；(c)ε=30%,25℃； (d)ε=55%,25℃；(e)25℃下拉伸至断裂;(f)ε=50%,200℃ Fig.7 TEM microstructure of Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP steel under different conditions (a)5% at 25℃；(b)15% at 25℃；(c)30% at 25℃；(d)55% at 25℃；(e)break at 25℃；(f)50% at 200℃
图选项

TWIP钢在200℃变形时应变硬化曲线总体呈下降趋势(如图 6所示)，可分两个阶段。第Ⅰ阶段，应变硬化曲线迅速下降，这与25℃变形时的第一阶段相同；第Ⅱ阶段，应变硬化曲线缓慢降低直至试样断裂，由图 7(f)可知，TWIP钢的微观组织中含有大量通过位错相互作用而形成的位错胞^[29]，形变孪晶量很少，且被高密度的位错所覆盖，位错胞阻碍了滑移的进行，使应变硬化率一直下降至材料断裂。这与以滑移为塑性变形机制的合金的应变硬化曲线吻合^[30]。

通过上述分析可知Fe-20Mn-3Cu-1.3C钢在100℃以下拉伸变形时，形变机制为孪生，形变孪晶的 产生阻碍了位错运动，产生动态Hall-Petch效应，即发生TWIP效应，从而获得高的应变硬化率和高的伸长率；低温有利于形变孪晶的产生但会抑制位错运动。综合图 3与图 7可知：25℃变形时最有利于TWIP效应的发挥，TWIP钢可以获得最优良的综合性能；100℃以上变形时，形变机制以滑移为主，滑移所获得的应变硬化率低于TWIP效应所产生的应变硬化率。

(1)TWIP钢的层错能随形变温度的升高而增加，其拟合公式为γ_SFE=26.73+9.38×10^-2T+4.22×10^-4T² -4.47×10^-7T³，形变温度通过层错能影响形变机制，在-100～25℃之间变形时，孪生为主要塑性变形机制；形变温度高于100℃时，滑移为主要塑性变形机制。

(2)Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢，在-100～200℃之间变形时，随形变温度的升高，其抗拉强度、屈服强度和形变孪晶的体积分数逐渐减小，而伸长率先增大后减小，在25℃时出现最大值。

(3)TWIP钢在-100℃和25℃变形时，产生TWIP效应，使Fe-20Mn-3Cu-1.3C