房秀慧，楊 平，魯法云，孟 利

（北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京，100083）

高錳孿生誘發(fā)塑性（Twinning Induced Plasticity，TWIP）鋼因具有極高的強(qiáng)塑積（大于40 GPa%）且延伸率高達(dá)90%以上而受到了汽車制造業(yè)的廣泛關(guān)注[1－10]。形變孿生是TWIP鋼主要的增塑機(jī)制，即TWIP鋼的性能是由形變孿生控制的，而織構(gòu)或晶粒取向又影響形變孿生。因此，織構(gòu)對(duì)TWIP鋼的性能有重要影響。不論是高錳鋼的TRIP（Transformation Induced Plasticity）效應(yīng)還是TWIP效應(yīng)，都受奧氏體晶粒取向的影響，即存在取向依賴性[11－17]，表現(xiàn)為微觀上轉(zhuǎn)變的不均勻性以及拉伸、壓縮時(shí)組織和性能上的差異。以TWIP效應(yīng)為例，在形變初期，奧氏體晶粒取向不同，孿生或肖克萊不全位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的難易不同；在形變后期，晶粒取向發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，形成強(qiáng)織構(gòu)。拉伸時(shí)形成的強(qiáng)〈111〉織構(gòu)有利于孿生，而壓縮時(shí)形成的〈110〉織構(gòu)阻礙孿生[15]，因此拉伸、壓縮時(shí)的加工硬化行為不同。同時(shí)，滑移產(chǎn)生的晶體缺陷還會(huì)對(duì)孿生產(chǎn)生阻礙作用。黃銅織構(gòu)是典型的面心立方（fcc）低層錯(cuò)能金屬的軋制織構(gòu)，低層錯(cuò)能金屬在大形變量軋制時(shí)都會(huì)產(chǎn)生黃銅織構(gòu)｛110｝〈112〉[10，17]，所以軋制時(shí)難以獲取材料斷裂后的織構(gòu)信息，而拉伸時(shí)則可以得到斷裂后的織構(gòu)信息。此外，TWIP效應(yīng)還受晶粒尺寸的影響，細(xì)晶組織會(huì)抑制形變孿晶的產(chǎn)生，粗晶鋼的塑性反而好于細(xì)晶鋼，根據(jù)實(shí)際需要可以通過調(diào)整晶粒尺寸來調(diào)節(jié)TWIP鋼的性能[18－19]。文獻(xiàn)[11]報(bào)導(dǎo)，平均晶粒尺寸為2.6μm的細(xì)晶TWIP鋼拉斷后，形成強(qiáng)〈111〉織構(gòu)和弱〈100〉織構(gòu)，形變孿晶易于在取向接近〈111〉和〈100〉方向的晶粒內(nèi)形成，但并沒有給出孿生對(duì)織構(gòu)的具體影響。目前，較粗晶粒TWIP鋼變形時(shí)孿生對(duì)織構(gòu)演變作用的程度以及對(duì)相變的影響尚不清楚。

本文在前期對(duì)33Mn鋼中孿生受晶粒取向影響的研究[14－15]基礎(chǔ)上，在室溫下將兩種晶粒尺寸較粗大的TWIP鋼（26Mn和30Mn）拉伸至斷裂，采用X射線衍射（XRD）、掃描電鏡（SEM）和電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)對(duì)兩種TWIP鋼室溫拉伸過程中組織及織構(gòu)的演變進(jìn)行分析，重點(diǎn)考察織構(gòu)演變和孿生對(duì)織構(gòu)的弱化作用及對(duì)少量六方馬氏體形成的影響。

1 試驗(yàn)

用真空感應(yīng)爐冶煉了兩種成分的高錳TWIP鋼，其化學(xué)成分如表1所示。為對(duì)比加工硬化行為，表1中還給出了18Mn TRIP鋼的成分。

將兩種TWIP鋼鑄錠在1 050℃下加熱、保溫，鍛造成23～25 mm厚的板坯，鍛后空冷。將鍛造板坯進(jìn)行固溶處理，加熱到1 100℃，保溫1 h，水冷。固溶樣品加工成φ6 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，室溫下在CMT4105拉伸試驗(yàn)機(jī)上以10－3／s的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸變形試驗(yàn)，變形量分別為10%、20%、30%、40%和50%，直至拉斷。

沿垂直于拉伸軸方向切取試樣，用D／MAXRB12KW旋轉(zhuǎn)陽極X射線衍射儀測(cè)定其相組成；用濃度為5%的HClO4酒精溶液對(duì)樣品進(jìn)行電解拋光，再用濃度為4%的HNO3酒精溶液侵蝕后，用LEO－1450型掃描電鏡觀察TWIP鋼形變后橫截面的組織；用掃描電鏡上配置的HKL Channel 5 EBSD探頭進(jìn)行微觀組織分析。沿平行于拉伸軸方向切取試樣，用Siemens D－5000型X射線織構(gòu)衍射儀測(cè)定樣品的宏觀織構(gòu)。

表1 試樣的化學(xué)成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of samples

2 結(jié)果與討論

2.1 兩種TWIP鋼拉伸變形后的相組成及力學(xué)性能

圖1所示為室溫下兩種TWIP鋼在不同拉伸變形量下的XRD圖譜。由圖1中可以看出，26Mn鋼和30Mn鋼固溶處理后的金相組織均為單相奧氏體，且｛111｝衍射峰強(qiáng)度最強(qiáng)；拉伸變形后，試樣中的奧氏體｛111｝衍射峰仍然很強(qiáng)，但｛220｝衍射峰由于取向轉(zhuǎn)動(dòng)逐漸消失；26Mn鋼拉伸變形樣品中出現(xiàn)ε－馬氏體（簡(jiǎn)稱ε－M）的｛101｝衍射峰，表明2 6 Mn鋼形變誘發(fā)產(chǎn)生ε－M，由于ε－M的｛0002｝衍射峰與奧氏體的｛111｝衍射峰重合，很難觀察到，且ε－M量很少，只能檢測(cè)到｛101｝ε衍射峰，這可能與｛111｝取向奧氏體內(nèi)孿晶造成的取向擇優(yōu)也有關(guān)；30Mn鋼變形后仍為單相奧氏體，沒有出現(xiàn)新的衍射峰，表明沒有發(fā)生TRIP效應(yīng)。

圖1 不同拉伸變形量下兩種TWIP鋼的XRD圖譜Fig.1 XRD spectra of two TWIP steels tensile－deformed for different strains at room temperature

圖2所示為應(yīng)變速率為10－3／s時(shí)兩種TWIP鋼和18Mn TRIP鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線比較圖。表2列出應(yīng)變速率為10－3／s時(shí)26Mn鋼和30Mn鋼的拉伸力學(xué)性能。由圖2和表2可知，26Mn和30Mn兩種TWIP鋼的拉伸性能很接近，都具有均勻的加工硬化率，但明顯低于18Mn TRIP鋼的加工硬化率。兩種鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較低，但延伸率很高，形變過程中塑性均勻增加。由此可見，形變孿生能產(chǎn)生均勻的加工硬化，使試樣的延伸率提高，但加工硬化效果不如α′－M和ε－M強(qiáng)，即TWIP效應(yīng)對(duì)強(qiáng)度的提高不如TRIP效應(yīng)的明顯。

圖2 不同拉伸變形量下兩種TWIP鋼及18 Mn TRIP鋼的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.2σ－εcurve of two TWIP steels and 18Mn TRIP steel during tensile deformation at room temperature

表2 26Mn鋼和30Mn鋼的拉伸力學(xué)性能Table 2 Tensile properties of 26Mn and 30Mn steels

拉伸變形量為30%時(shí)26Mn鋼的EBSD取向成像結(jié)果如圖3所示。圖3（b）中板條狀相為六方結(jié)構(gòu)的ε－M，白色線條表示孿晶界，灰色為基體襯度像，由此可知形變孿晶內(nèi)形成了ε－M。由于奧氏體是｛111｝取向，除平行于樣品表面的（111）面外，另外3個(gè)｛111｝面上有大的剪切力，促進(jìn)了ε－M的形成。由圖3（d）和圖3（e）中可知，奧氏體基體與ε－M遵循Shoji－Nishiyama取向關(guān)系：｛111｝γ‖｛0001｝，〈1－10〉γ‖〈11－20〉ε，新生成的ε－M｛0001｝面與表面成近70°，表面上的｛101｝面則有強(qiáng)的反射，見圖1（a）。由于ε－M主要從〈111〉取向的形變孿晶內(nèi)形成，因此也出現(xiàn)擇優(yōu)取向，形成傾轉(zhuǎn)的基面織構(gòu)，從圖3（c）顯示的多個(gè)EBSD取向成像中ε－M的取向分布，也證實(shí)了這種分析。

圖3 26Mn鋼30%拉伸形變后的EBSD取向成像結(jié)果Fig.3 EBSD orientation imaging results of 26Mn steel tensiled by 30%

2.2 組織演變規(guī)律

圖4 26Mn鋼拉伸變形過程中橫截面的組織演變Fig.4 Microstructural evolution in cross sections of 26Mn steel during tensile deformation

26Mn鋼和30Mn鋼的組織演變過程相似，圖4僅給出2 6 Mn鋼在不同拉伸形變量下的組織，其中圖4（a）～圖4（c）為橫截面組織，圖4（e）為縱截面組織，圖4（e）為拉伸30%時(shí)試樣的電子通道襯度圖像（ECCI），圖4（f）為試樣的斷口形貌。由圖4（a）～圖4（d）中可見，形變后26Mn鋼奧氏體晶粒中出現(xiàn)細(xì)小平直的形變孿晶，并且各個(gè)晶粒內(nèi)產(chǎn)生孿晶的情況有差別；形變量增加，形變孿晶增加，同一晶粒內(nèi)出現(xiàn)不同方向的孿晶，即不同的孿晶變體，部分變體相互交叉成60°，且發(fā)生孿晶的奧氏體晶粒增多；形變量繼續(xù)增加，當(dāng)變形量達(dá)到50%以上時(shí)，平直的形變孿晶開始變得彎曲，表明在形變后期受到了滑移的影響；但在拉伸斷裂后組織中還存在部分孿晶很少的晶粒，如圖4（d）中箭頭所示，表明奧氏體晶粒取向?qū)ζ鋵\生有明顯的影響。利用電子通道襯度像分析26Mn鋼拉伸變形后的孿晶分布可知，26Mn鋼拉伸30%后，組織中產(chǎn)生大量形變孿晶，孿晶條較細(xì)，與基體有明顯的襯度差別。由圖4（e）中可以看出，形變孿晶有不同的變體，交叉分布，有的孿晶較寬，還有的很細(xì)，為二次孿生。由圖4（f）中可以看到大小不等的韌窩，大韌窩周圍分布密集的小韌窩網(wǎng)絡(luò)，表明材料的斷裂方式為典型的韌性斷裂，塑性變形能力好；一些大尺寸的韌窩內(nèi)有夾雜物，表明鋼不純凈，用能譜儀檢測(cè)可知夾雜物主要為Al N、MnS及一些氧化物等。

以30Mn鋼為例，統(tǒng)計(jì)拉伸變形后組織中形變孿晶量隨變形量的變化如圖5所示。由圖5中可見，隨著變形量的增加，形變孿晶總量不斷增加，并且變形量越大，孿晶增加越快，表明形變開始時(shí)，只有少量晶粒發(fā)生孿生，隨著變形量的增加，大量晶粒都可以發(fā)生孿生，孿晶量明顯增加。當(dāng)變形量達(dá)到30%時(shí)，孿晶體積分?jǐn)?shù)可達(dá)14%，明顯高于細(xì)奧氏體晶粒內(nèi)的孿晶量[11]。由圖5中還可以看出，30Mn鋼中的孿晶量主要是在〈111〉取向的奧氏體晶粒中產(chǎn)生的，〈100〉和〈110〉取向奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生的孿晶量極少，可見拉伸形變后有大量的形變孿晶產(chǎn)生，但孿晶的產(chǎn)生有明顯的取向依賴性。

圖5 30Mn鋼拉伸后的孿晶量隨變形量的變化Fig.5 Evolution of volume fraction of deformation twins with the engineering strain in 30Mn steel

2.3 兩種TWIP鋼拉伸過程中織構(gòu)的演變規(guī)律

圖6為26Mn鋼和30Mn鋼各階段拉伸變形樣品從側(cè)面平行于拉伸方向的取向分布圖（ODF，φ2＝45°），在此坐標(biāo)系下，織構(gòu)測(cè)量時(shí)軋制方向是樣品的拉伸軸方向，只有鍛造樣品是從原板面法向上測(cè)定的。因26Mn鋼形變時(shí)只形成少量的ε－M，對(duì)奧氏體織構(gòu)影響不大，所以兩種鋼的織構(gòu)特征相同。26Mn鋼鍛成厚板后形成｛110｝‖軋面織構(gòu)（見圖6（a）），這是常見的軋板或壓縮織構(gòu)。固溶處理過程中，高溫加熱保溫因使試樣發(fā)生再結(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大而導(dǎo)致織構(gòu)弱化（見圖6（b））。拉伸時(shí)應(yīng)形成〈111〉＋〈100〉織構(gòu)，從圖1中也可看出此特征。拉伸30%后試樣中初步形成織構(gòu)，形變量增大，織構(gòu)增強(qiáng)。拉斷時(shí)，試樣中存在強(qiáng)的｛112｝〈11－1〉和｛110｝〈1－11〉織構(gòu)，還有較弱的｛100｝〈001〉和｛110｝〈001〉織構(gòu)。即拉伸后形成強(qiáng)的〈111〉和弱的〈100〉織構(gòu)。30Mn鋼變形前后的織構(gòu)演變與26Mn鋼相似。

以26Mn鋼拉斷后的ODF圖（圖6（f））為例進(jìn)一步分析。圖6（f）中A位置歐拉角（35°，90°，45°）為｛110｝〈1－11〉旋轉(zhuǎn)黃銅取向，B位置歐拉角（90°，35°，45°）為｛112｝〈11－1〉銅型取向；C位置歐拉角（90°，90°，45°）為｛110｝〈001〉高斯取向，D位置歐拉角（45°，0°，45°）為｛100｝〈001〉立方取向。因測(cè)量織構(gòu)時(shí)軋制方向是拉伸軸方向，因此形成強(qiáng)的〈111〉和弱的〈100〉織構(gòu)。同時(shí)，弱的織構(gòu)組分（D′位置，歐拉角（35°，15°，45°））為｛110｝〈1－11〉取向（A位置）的孿晶，見圖7；高斯取向｛110｝〈001〉（C位置）近似是｛112｝〈11－1〉取向（B位置）的孿晶取向。由以上分析可知，在大形變量（拉伸斷裂）下，可測(cè)到〈111〉主要織構(gòu)的孿晶取向，表明孿生削弱主要的織構(gòu)，產(chǎn)生非〈111〉取向，減小各向異性。

對(duì)比圖1和圖6可知，XRD掃描測(cè)出的數(shù)據(jù)不能說明織構(gòu)的準(zhǔn)確信息，因最強(qiáng)織構(gòu)的準(zhǔn)確位置并不在理想的〈111〉或〈100〉位置。細(xì)晶（粒度為2.6μm）TWIP鋼拉斷后形成比較鋒銳的強(qiáng)〈111〉和弱〈100〉織構(gòu)，形變孿晶沒有產(chǎn)生新的取向，只是略微增加了已有取向的密度[11]。本文中26Mn鋼和30Mn鋼原始組織中平均晶粒尺寸約為90μm（忽略退火孿晶的影響）。雖然最終形成的織構(gòu)組分相同，但是本文的粗晶TWIP鋼拉斷后的取向密度不如細(xì)晶鋒銳，這是由于粗晶中的TWIP效應(yīng)要強(qiáng)于細(xì)晶，進(jìn)而增強(qiáng)了孿生弱化織構(gòu)的能力。

已知圖6（f）中〈111〉取向產(chǎn)生的孿晶取向?yàn)椤?00〉取向。用｛111｝極圖進(jìn)一步說明各織構(gòu)組分的孿晶關(guān)系，見圖7。圖7中D″是A的孿晶位置，D′是實(shí)測(cè)到的最強(qiáng)孿晶取向位置，兩者很接近。類似地，C′是B的孿晶位置，也是測(cè)到的最大孿晶取向位置。因此，〈111〉的孿晶位置接近〈100〉，但并不嚴(yán)格對(duì)應(yīng)〈100〉取向。

圖6 26Mn鋼和30Mn鋼拉伸變形前后的織構(gòu)變化（ODF圖，φ2＝45°，測(cè)量面為側(cè)面）Fig.6 Texture evolution of 26Mn and 30Mn steels during tensile deformation（from longitudinal section）

圖7 各織構(gòu)組分的孿晶關(guān)系Fig.7 Twin relationships between different texture components

此外，由圖5結(jié)果已知形變后組織中產(chǎn)生大量的形變孿晶，且孿晶主要從〈111〉取向的奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生，其孿晶取向?yàn)榻咏?00〉的取向。因此，形變量增加，〈111〉織構(gòu)形成的同時(shí)，大量〈111〉取向奧氏體的形變孿晶削弱了〈111〉織構(gòu)，但削弱作用比較小。

2.4 滑移與孿生顯著發(fā)生區(qū)域的EBSD分析

圖8為26Mn鋼拉伸變形20%后的EBSD取向成像結(jié)果。由圖8中可見，很多晶粒（如圖8（a）箭頭所示晶粒）內(nèi)明顯產(chǎn)生了形變孿晶。為方便觀察，在圖8（c）中，設(shè)定ε－M為黑色，〈111〉取向?yàn)樯罨疑?，?00〉為淺灰色，白色為其他取向的奧氏體基體。圖8（d）為滑移的Schmid因子分布圖，其中黑色的為ε－M，基體顏色越深，表示滑移的Schmid因子越小，滑移越困難。

圖8 26Mn鋼拉伸變形20%后的EBSD取向成像結(jié)果Fig.8 EBSD orientation imaging analysis of 26 Mn steel after tensile deformation by 20%

由圖8（c）的統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，〈111〉取向晶粒（允許20°偏差）約占46.8%，結(jié)合圖8（a）可知，〈111〉取向的晶粒內(nèi)部多有形變孿晶；再結(jié)合圖8（d）可知，〈111〉取向的奧氏體晶?；频腟chmid因子?。伾睿?，證實(shí)拉伸時(shí)〈111〉取向的晶粒內(nèi)易于孿生，不利于滑移；〈100〉取向的晶粒（淺灰色）約占19.3%，其內(nèi)形變孿晶很少（見圖8（a）），滑移的Schmid因子較大（顏色亮），表明拉伸時(shí)〈100〉取向的奧氏體晶粒內(nèi)不容易發(fā)生形變孿晶。此外，奧氏體取向的反極圖（圖8（b））表明，拉伸變形后奧氏體晶粒中存在〈111〉和弱的〈100〉織構(gòu)。

2 6 Mn鋼和30 Mn鋼到拉伸斷裂時(shí)仍然有部分奧氏體晶粒中沒有或只有少量的形變孿晶，表明拉伸變形過程中形變孿晶的產(chǎn)生有明顯的取向依賴性。對(duì)26Mn鋼和30Mn鋼拉斷樣品中不容易發(fā)生相變的奧氏體晶粒取向進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)了大約220～230個(gè)晶粒，結(jié)果如圖9所示。由圖9中可知，不容易發(fā)生孿生的奧氏體取向主要集中在〈100〉／／拉伸方向，表明〈100〉取向的奧氏體晶粒不容易孿生，以滑移為主。以上結(jié)果與細(xì)晶TWIP鋼不同[11]。

2.5 孿生對(duì)織構(gòu)的作用

由以上數(shù)據(jù)可以看出，兩種鋼拉伸變形后織構(gòu)分布并不集中。這是由于形變過程中有大量形變孿晶產(chǎn)生，孿晶產(chǎn)生與基體不同的新取向，從而削弱了基體的取向，減緩了晶粒向〈111〉取向的轉(zhuǎn)動(dòng)，使〈111〉織構(gòu)有一定程度的減弱。圖10為面心立方結(jié)構(gòu)金屬在拉伸條件下孿生和滑移的取向因子分布圖。圖10中淺色線為單向拉伸時(shí)易于滑移的取向，深色線為單向拉伸時(shí)易于孿生的取向。如果滑移與孿生的臨界分切應(yīng)力相等，即τcrss－slip／τcrss－twin＝1，則兩種顏色的邊界線就是滑移與孿生傾向相等的取向；如果層錯(cuò)能因錳含量的變化而降低，則深色孿晶區(qū)域擴(kuò)大?！?11〉取向的晶粒易發(fā)生孿生，但不如〈441〉容易。從易孿生區(qū)選幾個(gè)典型取向（見圖10中實(shí)心方塊位置），其孿晶取向都聚集在〈114〉－〈113〉連線位置（見圖10中空心方塊位置），這大致在歐拉角（φ1，19°，45°）位置（見圖6），所以圖6中大部分弱織構(gòu)位置處于孿生區(qū)晶粒的孿晶取向。這表明，在宏觀織構(gòu)測(cè)定中，有效區(qū)分了滑移產(chǎn)生的弱〈100〉織構(gòu)與孿晶對(duì)應(yīng)的〈114〉－〈113〉織構(gòu)。圖10（c）表明，若孿生的臨界分切應(yīng)力比滑移的臨界分切應(yīng)力高出達(dá)15%，則孿生有利的取向區(qū)域?qū)⑾?。?dāng)然，這種取向因子計(jì)算只說明滑移及孿生的先后，并不說明形變量增大后孿生也不能發(fā)生。

圖9 26Mn鋼和30Mn拉斷后不易孿生的奧氏體晶粒取向（反極圖）Fig.9 Austenite grain orientations difficult to twinning in tensile－fractured 26Mn and 30Mn steels

圖10 拉伸條件下孿生和滑移的取向因子分布Fig.10 Schmid factor distribution for twinning（dark lines）and slip（light lines）during tensile deformation

3 結(jié)論

（1）兩種晶粒尺寸較粗大的高錳TWIP鋼26Mn鋼和30Mn鋼拉斷后主要形成強(qiáng)的〈111〉和較弱的〈100〉線織構(gòu)，孿生產(chǎn)生新的織構(gòu)弱化了〈111〉織構(gòu)，同時(shí)使原來較弱的〈100〉織構(gòu)變?yōu)椤?00〉附近的孿晶取向。孿晶量隨形變量的增加而增加，不同形變階段都顯示出孿生對(duì)織構(gòu)的貢獻(xiàn)。

（2）26Mn鋼呈現(xiàn)少量的TRIP效應(yīng)，形變誘發(fā)產(chǎn)生ε－M。ε－M從形變孿晶上形成或在孿生易發(fā)生的區(qū)域形成，因受〈111〉取向晶粒易孿生的影響，ε主要以｛101｝（或｛10－11｝）峰出現(xiàn)，對(duì)應(yīng)傾轉(zhuǎn)的基面織構(gòu)；同時(shí)也削弱了〈111〉織構(gòu)。因此，TWIP鋼拉伸時(shí)的織構(gòu)弱于只有滑移機(jī)制的面心立方金屬。

（3）在拉伸過程中孿生存在明顯的取向依賴性。EBSD取向測(cè)定表明，〈111〉取向的晶粒易于孿生，〈100〉取向的晶粒易于滑移。

[1] Grassel O，Kruger L，F(xiàn)rommeyer G，et al.High strength Fe－Mn－（Al，Si）TRIP／TWIP steels development—properties—application[J].International Journal of Plasticity，2000，16：1 391－1 409.

[2] Ding H，Tang Z Y，Li W，et al.Microstructures and mechanical properties of Fe－Mn－（A1，Si）TRIP／TWIP steels[J].Journal of Iron and Steel Research，International，2006，13（6）：66－70.

[3] Hamada A S，Karjalainen L P，Somani M C.The influence of aluminum on hot deformation behavior and tensile properties of high－Mn TWIP steels[J].Materials Science and Engineering A，2007，467（1－2）：114－124.

[4] Dini G，Najafizadeh A，Ueji R，et al.Improved tensile properties of partially recrystallized submicron grained TWIP steel[J].Materials Letters，2010，64（1）：15－18.

[5] Huang B X，Wan X D，Rong Y H，et al.Mechanical behavior and martensitic transformation of an Fe－Mn－Si－Al－Nb alloy[J].Materials Science and Engineering A，2006，438－440：306－311.

[6] Mi Z L，Tang D，Jiang H T，et al.Effects of annealing temperature on the microstructure and properties of the 25 Mn－3Si－3Al TWIP steel[J].International Journal of Minerals，Metallurgy and Materials，2009，16（2）：154－158.

[7] Ueji R，Tsuchida N，Terada D，et al.Tensile prop－erties and twinning behavior of high manganese austenitic steel with fine－grained structure[J].Scripta Materialia，2008，59：963－966.

[8] Mujica L，Webera S，Pintob H，et al.Microstructure and mechanical properties of laser－welded joints of TWIP and TRIP steels[J].Materials Science and Engineering A，2010，527：2 071－2 078.

[9] Dini G，Najafizadeh A，Monir－Vaghefi S M，et al.Predicting of mechanical properties of Fe－Mn－（Al，Si）TRIP／TWIP steels using neural network modeling[J].Computational Materials Science，2009，45（4）：959－965.

[10] Vercammen S，Blanpain B，De Cooman B C.Cold rolling behavior of an austenitic Fe－30 Mn－3Si－3Al TWIP－steel：the importance of deformation twinning[J].Acta Material，2004，52：2 005－2 012.

[11] Barbier D，Gey N，Allain A，et al.Analysis of the tensile behavior of a TWIP steel based on the texture and microstructure evolution[J].Materials Science and Engineering A，2009，500：196－206.

[12] Kireeva I V，Chumlyakov Y I.The orientation dependence ofγ－α′martensitic transformation in austenitic stainless steel single crystals with low stacking fault energy[J].Materials Science and Engineering A，2008，481－482：737－741.

[13] Gey N，Petit B，Humbert M.Electron backscattered diffraction study ofε／α′martensitic variants induced by plastic deformation in 304 stainless steel[J].Metallurgical and Materials Transcactions A，2005，36（12）：3 291－3 299.

[14] Yang P，Xie Q G，Meng L，et al.Dependence of deformation twinning on grain orientation in a high manganese steel[J].Scripta Materialia，2006，55：629－631.

[15] Meng L，Yang P，Xie Q G，et al.Dependence of deformation twinning on grain orientation in compressed high manganese steels[J].Scripta Materialia，2007，56：931－934.

[16] Jimenez J A，F(xiàn)rommeyer G.Analysis of the microstructure evolution during tensile testing at room temperature of high－manganese austenitic steel[J].Materials Characterization，2010，61：221－226.

[17] Bracke L，Verbeken K，Kestens L，et al.Microstructure and texture evolution during cold rolling and annealing of a high Mn TWIP steel[J].Acta Materialia，2009，57：1 512－1 524.

[18] Dini G，Najafizadeh A，Ueji R，et al.Tensile deformation behavior of high manganese austenitic steel：the role of grain size[J].Materials and Design，2010，31（7）：3 395－3 402.

[19] 王書晗，劉振宇，王國棟.TWIP鋼中晶粒尺寸對(duì)TWIP效應(yīng)的影響[J].金屬學(xué)報(bào)，2009，45（9）：1 083－1 090.