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为了进一步提高AHSS钢的性能，科研人员继续寻找改进汽车用钢综合性能的方法，1977年，科学家在研究Fe-Mn-Si-Al系列TRIP钢时发现，当Si含量在2%-3%的范围左右，Mn含量超过25%，Al含量超过3%时，此钢的抗拉强度（Rm）和伸长率（A）的乘积，即强塑积已超过了50000MPa% [11]，是高强韧性TRIP钢的2倍。由于该类钢的高强韧性来自于形变过程中孪晶的形成而不是TRIP钢中的相变，故被命名为孪生诱发性钢。尽管Fe-Mn-C高锰钢早在1880年就由R.H adfield先生提出的，但它一直主要用作耐磨材料，并未在汽车工业中得到广泛的应用，TWIP钢具有中等的抗拉强度，和极高的伸长率。除此之外，具有极高的能量吸收能力，因此不仅具有优良的强度，而且具有极好的抗冲击性，且没有低温脆性转变温度[12]。
1.2.2 TWIP钢的微观组织
TWIP钢在工作温度范围内一般为完全的奥氏体组织。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，即TWIP效应。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。在TWIP钢中，可在形变温度为-70~400℃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钢冷轧织构也被 S.Vercammen[13]用X射线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[10]。如下图所示TWIP钢微观组织图[12]：
图1.1 TWIP钢拉伸断口SEM照片
图1.2 TWIP钢板拉伸前后金相组织照片 (a)拉伸前；(b)拉伸后
在光学显微镜下对冷轧退火后钢板的金相组织进行观察，显微结构表明其组织包含大量退火孪晶组织的奥氏体等轴晶粒，平均晶粒尺寸为40μm，而经过拉伸变形后，大量退火孪晶在外加变形力作用下产生形变孪晶，仅有极少量的退火孪晶保留下来，该形变孪晶仍保留有初始退火孪晶的位向关系。TWIP钢的室温组织为完全的奥氏体状态。一般来说，当钢中的Mn含量大于12%时，在通常的冷却条件下，上临界点降低到室温以下时，钢能够保持单一的奥氏体组织。奥氏体钢的力学性能主要取决于堆垛层错能，在给定的变形条件下，堆垛层错能只取决于化学成分。也就是说，堆垛层错能决定着主要的变形机制类型，如滑移、交滑移、不全位错的滑移、孪生变形或应变引起的马氏体转化[14]。由于Mn能够降低层错能，所以与普通碳钢相比，高锰钢中出现大量层错和晶内孪晶的机会较大[15]。
1.2.3 TWIP效应的产生机理
金属的塑性变形一般有滑移和孪生2种形式。O. Bouaziz[14]认为决定钢的塑性变形的主要机制是孪生变形，或是应变诱导马氏体相变。层错能越低，扩展位错宽度愈大，位错束集越困难，越不易进行交滑移。因此，层错能对TWIP效应影响很大。TWIP钢作为高锰钢的一种具有较低的层错能，一般为10~40mJ/ m2。O.Grassel[11]在实验基础上得出，Fe-Mn合金系的相变与奥氏体基体中的层错能密切相关。低层错能（E≤20mJ/m2）有利于转变，而高层错能（E>20mJ/m2 ）将抑制这种转变。高层错能的合金倾向于形成机械孪晶而不是相变。
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