顯微組織主要由鐵素體和馬氏體所組成的低合金高強度鋼。嚴格來說，雙相鋼的組織不只是兩個相。通常所得到的雙相組織中的鐵素體和馬氏體，都不是單相的。因為生產條件下得到的鐵素體和馬氏體，不可避免地都要發生脫溶，在其中形成碳化物；在馬氏體區內必然還有少量的殘留奧氏體；在鐵素體區內有時也會有孤立的塊狀殘留奧氏體存在。此外，工業用雙相鋼組織中有時還會有少量的貝氏體，或者少量的珠光體；在微合金化的雙相鋼中，尚有合金碳化物或合金氮化物。因此，工業生產中實際雙相鋼的組織是復雜多相的。在忽略鐵素體和馬氏體中的脫溶物以及組織中的其他相的前提下，定義鐵素體和馬氏體為兩個主要組成相的鋼叫雙相鋼。鐵素體一馬氏體雙相鋼的出現，是20世紀60年代以來人們對馬氏體型相變和復合材料力學性能研究取得新進展以及汽車工業發展需要的結果。1968年美國人麥克法蘭(．McFarland)提出了第一個雙相鋼專利。1975年之后，雙相鋼的研制和開發一直處于低合金高強度鋼發展的前沿。
分類 根據得到雙相組織的方法，雙相鋼分為熱處理雙相鋼和熱軋雙相鋼。根據鋼制品用途，雙相鋼分729shuang雙為沖壓型雙相鋼(主要指鋼板)和非沖壓型雙相鋼(包括棒材、線材、鋼筋和鋼管等)。根據合金化的程度，雙相鋼既可以是低碳非合金鋼，也可以是低碳低合金鋼(碳含量小于0．15％，通常小于o．10％)，這主要取決于得到雙相組織的方法。
合金化特點一般雙相鋼中合金元素的含量不高。合金元素的種類也不多。所使用過的主要合金元素包括硅、錳、鋁、磷以及鉻、鉬、釩、鈮、稀土元素等。大部分雙相鋼是碳錳、碳錳硅、碳錳鉻、碳錳釩、碳錳鈮、碳錳硅鉻鉬系等，只是在滿足熱軋得到雙相組織工藝的要求時，才同時加入鉻和鉬。加入合金元素的主要目的是為了便于獲得所希望的鐵素體加馬氏體的雙相組織和改善鋼的強度和塑性的配合。為了降低雙相鋼的成本，已逐漸不用鉻、釩、鈮、鉬等元素。
雙相鋼中加入硅的主要作用有：(1)擴大Fe%26mdash;Fe3C相圖中(%26alpha;+%26gamma; )兩相區的溫度范圍，而且增大相圖中A3線的傾斜度，這樣就加大了熱處理工藝的靈活性，便于控制馬氏體體積分數及其碳含量，從而有利于保持雙相鋼強度、塑性等性能的穩定性和重現性。(2)在連續的鐵素體基體中，可促進馬氏體呈細密纖維狀分布，得到纖維型雙相組織，保證雙相鋼獲得良好的強化效果以及強度和塑性的良好配合。(3)加速碳向奧氏體的富集，使鐵素體得到凈化，免除間隙元素碳顯著的固溶強化，提高鐵素體的延性。(4)阻止淬火過程中在鐵素體一馬氏體相界形成粗大碳化物，從而使鐵素體一馬氏體相界有良好的原子配置。(5)硅由于提高碳的活度，加速先共析鐵素體的形成，使未轉變的奧氏體進一步富碳，從而提高其淬透性，使熱軋雙相鋼易獲得所需的雙相組織。(6)固溶在鐵素體中的硅有固溶強化作用，可增大加工硬化速率和給定強度下的均勻伸長率和總伸長率，使鋼的綜合力學性能提高(如2％硅鋼)，但硅含量也不能過高，以免形成低熔點的復合氧化物，影響鋼的表面質量。
鋁在雙相鋼中的作用與上述硅的作用((1)至(4)項)類同。雙相鋼中加入適量的磷(%26lt;O．2％)，對改善熱處理雙相鋼的綜合力學性能具有良好的作用；加入O．09％的磷，可使含錳雙相鋼的加工硬化速率明顯提高，其效果與加入2．O％的硅相當。
錳是雙相鋼中常用的合金元素。它可有效地增大奧氏體的淬透性，因而可降低獲得雙相組織所必須的冷卻速率。錳還可降低鐵素體中的固溶碳量，從而提高雙相鋼的延性。
合金元素鉻可增大奧氏體的淬透性，降低鐵素體的屈服強度，有利于獲得低屈服強度的雙相鋼。此外，鉬、釩、鈮等元素在雙相鋼中的作用主要是增大奧氏體730的淬透性。它們還可在鐵素體中形成各自的碳化物(或氮化物)，這樣，在鐵素體塑性有一定損失的情況下，可以補償一部分強度。
雙相鋼中的碳含量，直接影響雙相鋼中馬氏體的體積分數和馬氏體的碳含量。一般雙相鋼碳含量多在O．1％以下，以便得到工業上常用的馬氏體體積分數和適宜的馬氏體碳含量。
圖l雙相化熱處理工藝或軋制工藝及
其所得雙相組織的類型(示意圖)
Ac一空冷；Q一淬火
獲得雙相組織的方法 鐵素體一馬氏體雙相組織，可以通過在(%26alpha;+%26gamma; )兩相區加熱后冷卻的雙相化熱處理，或者通過直接熱軋而得到。鋼中合金元素或原始組織的不同，雙相化熱處理工藝或熱軋工藝的不同，都會明顯影響或改變雙相組織的形態和馬氏體與鐵素體的相對量。圖1所示為獲得不同類型雙相組織的基本工藝方法。借助鐵碳相圖，低碳低合金鋼分別采用圖中A、B工藝和C、D工藝雙相化熱處理以后，可得到A、B、c、D相應4種特征的雙相組織。由于低碳非合金鋼奧氏體的淬透性小，采用A工藝難以獲得雙相組織。而低碳低合金鋼，采用上述4種工藝，原則上都可在鐵素體上控制得到不同量的馬氏體。隨鋼中碳及合金元素含量的增多，奧氏體的淬透性越大，雙相化處理最后冷卻階段的冷速即可相應減小。圖中的顯微組織示意圖，畫影線的區域表示馬氏體，白色基體表示鐵素體。A、B兩類雙相組織均為不規則的塊狀馬氏體區分布在鐵素體的基體上。A類組織由%26gamma; 單相區連續空冷至室溫而得到，在通過(%26alpha;+%26gamma; )兩相區的過程中首先形成鐵素體，剩余的具有足夠大淬透性的奧氏體，在隨后冷卻時轉變成馬氏體。B類組織的獲得與A類稍有不同，由%26gamma; 區冷至(%26alpha;+%26gamma; )兩相區后，在給定的特定溫度保溫一段時間，以便于控制一定數量的鐵素體，之后剩余的富碳奧氏體在淬火時轉變成馬氏體。這種方法常稱為階梯淬火。c類組織，由(%26alpha;+珠光體P)的原始組織加熱到(%26alpha;+%26gamma; )兩相區，保溫后淬火而得到。這種方法用得最早，英、美文獻中常稱之為亞臨界退火。這類雙相組織中的馬氏體區多呈島狀或由島連成的網狀，這要取決于加熱的溫度和時間。D類組織，以淬火態的低碳板條馬氏體(M)為原始組織，加熱到(%26alpha;+%26gamma; )兩相區給定的溫度，保溫后再次淬火而得到。這種方法稱為雙淬火或中間淬火。這類組織中的馬氏體，多呈細密的纖維雙shuana狀。以上4類組織都是通過專門的熱處理而得到的，即通常所說的熱處理雙相鋼。借助圖1中A、B兩種工藝曲線，也可定性說明熱軋雙相鋼中雙相組織的獲得方法。如工藝A，假定曲線中A點所示溫度為終軋溫度(當然終軋溫度也可以在(%26alpha;+%26gamma; )兩相區)，然后連續空冷到室溫，這便是熱軋一空冷雙相鋼：又如工藝B，假定B點所示溫度為終軋溫度(同樣，終軋溫度也可以在(%26alpha;+%26gamma; )兩相區)，然后采用由計算機控制的給定的不同方式階梯冷卻工藝冷至室溫，這便是熱軋一控冷雙相鋼。總之，上述基本工藝方法皆適用于沖壓型或非沖壓型雙相鋼(熱處理或熱軋類)。需要根據鋼的成分、工藝設備等條件的不同，分別選取不同的方法?？?、的原則是，鋼中增大淬透性的合金元素含量越多，獲得雙相組織的冷速就可減慢。或者說，只要具備足夠大的冷速條件，就可減少鋼中合金元素的含量。
組織和性能 由低碳低合金雙相鋼所獲得的與圖1相應的4類雙相組織的金相形態如圖2所示。圖2a、b、c為掃描電鏡(SEM)照片，試樣經4％HN03一c2H50H溶液浸蝕；圖2d為光學顯微鏡(OPM)照片，試樣經1：1的1％K2S2O5一H2O與4％C6H3O7N3一C2H50H溶液浸蝕。照片中暗灰色基體均為鐵素體，基體上分布著塊、島狀馬氏體(a～c)，或纖維狀馬氏體d。在透射電鏡下觀察，馬氏體島、塊或纖維，可以是板條馬氏體，也可以是內孿晶馬氏體，這主要取決于奧氏體的碳含量。當冷卻速度較小時，馬氏體中還會有細小的碳化物脫溶。在鐵素體中，特別是靠近馬氏體的區域，存在由馬氏體相變體積效應所導致的高密度位錯。隨著馬氏體體積分數增多，位錯密度增加，這些位錯呈現脆狀結構或位錯纏結。此外，鐵素體中還會有細小碳、氮化物的脫溶物。這些細小的脫溶物多是在為得到雙相組織的冷卻過程中形成的。雙相組織中或多或少存在的殘留奧氏體有3種形式。它可以同馬氏體島塊共存，也可以在板條馬氏體的板條間形成薄膜狀，還可以是孤立存在于鐵素體中的細小顆粒。這種細小的殘留奧氏體粒子，對外加應力敏感，經百分之幾的塑性應變即可使其轉變成馬氏體，表現出一定的相變誘導塑性效應(見相變誘導塑性鋼)。在熱軋一空冷或熱軋一控冷雙相鋼組織中，有時因奧氏體的淬透性不足，還會產生少量的珠光體或貝氏體，形成所謂復相鋼。在通常情況下，除了殘留奧氏體以及馬氏體和鐵素體中上述那些脫溶物外，主要組織的是強韌的馬氏體(板條馬氏體)和塑性良好的鐵素體。為了得到所希望的雙相組織，可以通過控制馬氏體的數量、尺寸、形狀和分布，以及每個相的性能來達到。首先，馬氏體的體積分數和形貌，在控制雙相鋼的力學性能方面起著主要的作用。馬氏體體積分數必須超過一個下限，不然就沒有足夠的強化效果；它還必須低于一個上限，否則在第二相顆粒(馬氏體)斷裂時，將直接導致雙相組織的斷裂。如果馬氏體體積分數處于最佳范圍(工業上多為10％～30％不等)，裂紋的傳播將會大大被推遲，這樣基體就可以進一步加工硬化并承擔傳輸載荷。假如馬氏體顆粒足夠小(1%26ldquo;m數量級或更小)，而且顆粒間距也是如此的小，這樣，隨著加工硬化的增大，基體的屈服應力增大。如果第二相馬氏體是纖維狀而不是島塊狀，那么載荷的傳輸將是最有效的。因為載荷的傳輸是靠沿著顆粒和基體之間交界面處的切變進行的。對于給定的體積分數及相同的顆粒數來說，第二相顆粒呈纖維狀時，可利用的界面面積將是相對較大的。其次，理想的雙相組織應當是在連續基體中分布著不連續的隨機取向的第二相顆粒。這將導致材料具有各向同性的力學性能。因732為大多數的工程材料是希望各向同性的。否則，如果馬氏體貫穿基體呈連續分布，這樣在塑性形變的早期階段就會引起第二相顆粒的斷裂，以至鐵素體的塑性也難全部發揮出來。第三，為了得到強韌性配合較好的位錯型板條馬氏體，希望相應于馬氏體體積分數的奧氏體中的碳含量保持在大約O．3％(一般宜不超過0．4％)，與此同時，鋼的平均碳含量要足夠的低，通常以0．1％以下為宜。因為，高的碳含量，將利于形成韌性較差的內孿晶型片狀馬氏體。而且，還希望在馬氏體板條之間有殘留奧氏體的薄膜，以利于進一步改善韌性。第四，纖維狀馬氏體與鐵素體界面間原子配置情況的研究表明，該界面上的原子存在著K%26mdash;S(KypjIIOMOB%26mdash;Sachs)位向關系，有著良好的原子配置狀況。這種應當屬共格的低能界面比起原子配置不規則的高能界面將難以被破壞。從而可提高第二相顆粒與基體分離所需的功，而不易產生空洞?？傊?，雙相鋼所希望的顯微組織應當是具有一定體積分數的強韌的第二相馬氏體和塑性良好的基體鐵素體。
雙相鋼引人注目的拉伸力學性能特點是：(1)連續屈服。應力一應變曲線呈光滑的拱形，無屈服點延伸。這就避免成型零件表面起皺，從而不需要附加的精整工序。(2)高的加工硬化速率。尤其是初始的加工硬化速率(d%26sigma;／d%26xi;)。這樣，只需5％以下的應變，就可使雙相鋼的流變應力達到500～550MPa，與通常低合金高強度鋼的屈服強度相當。(3)低的屈服強度。這使沖壓件易于成型，回彈小，同時沖壓模具的磨損也小。(4)高的抗拉強度。由于屈服強度低、抗拉強度高，屈強比就小。這樣，構件成型時強度低，成型后強度高。成型后的構件具有高的壓潰抗力、撞擊吸能和高的疲勞強度。(5)均勻伸長率和總伸長率大。與同樣強度的低合金高強度鋼相比，雙相鋼的均勻伸長率和總伸長率要高1／3或1倍。因而雙相鋼具有高的綜合力學性能(抗拉強度與伸長率的乘積值大)。正是由于雙相鋼具有這些力學特征，特別是高的加工硬化速率與大的伸長率的配合，使得雙相鋼的成型性比固溶強化或脫溶強化的低合金高強度鋼要好得多。另外，雙相鋼的加工硬化指數(%26rdquo;)值，特別是均勻變形初始段的%26rdquo;值(雙%26rdquo;值的n。值)，幾乎相當于一般低合金高強度鋼n值的2倍。n值表征了材料均勻變形階段的平均加工硬化效應。它與材料的加工硬化速率有密切關系(n%26mdash;dln%26sigma;／ln%26xi;)。工程上可將，n值作為衡量加工硬化能力的粗略尺度。
應用與發展自1975年美國通用汽車公司開始工業試制雙相鋼，到1984年美國人托馬斯(G．Thomas)提出第1個非沖壓型雙相鋼(鋼棒、鋼絲)專利的10年間，雙相鋼的產品主要限于沖壓用的鋼板，以滿足汽車工業發展的需求。沖壓型熱處理雙相鋼是將熱軋板或冷軋板重新加熱到(%26alpha;+%26gamma; )兩相區，保溫一定時間，以一定速率冷卻，得到希望的雙相組織。這種工藝可在周期批量退火爐中進行，也可以在連續退火爐中進行。沖壓型熱軋雙相鋼是把板坯(或連鑄坯)經高溫粗軋后，在(a+7)相區給定溫度終軋，然后急冷到馬氏體轉變點以下或在珠光體轉變與貝氏體轉變之間過冷奧氏體的穩定區(常稱卷曲窗亡1)i生行卷取，以得到所要求的雙相組織和性能。沖壓型雙相鋼的生產主要集中在美國、日本，加拿大以及意大利、法國和前聯邦德國幾個西歐國家也有生產。中國從20世紀70年代后期開始研究雙相鋼，80年代中、后期試制熱軋雙相鋼和熱處理雙相鋼板。沖壓型熱處理雙相鋼，多用于汽車的小變形沖壓構件，如車門內、外板等。沖壓型熱軋雙相鋼多用于汽車的運動構件和安全構件，如車輪，大梁、保險杠等。
非沖壓型雙相鋼自80年代中期問世以來，發展較快。已在工業生產中得到較多應用的是熱軋一空冷或熱軋一控冷雙相鋼。主要包括鋼棒，高速線材，鋼筋和無縫鋼管等。其中鋼棒和高速線材目前主要用于非淬火高強度(8．8級以上)緊固件的生產。非沖壓熱處理型或熱軋一控冷雙相鋼線材，多用于進一步加工成非鉛浴淬火的高強度鋼絲。中國非沖壓型雙相鋼熱軋一空冷鋼棒(%26phi;12～25mm)和熱軋一控冷高速線材(巾5．5～12mm)的生產已具有工業生產規模。熱軋一空冷(控冷)雙相鋼鋼筋(%26phi;25mmⅣ級)和小規格薄壁無縫鋼管的生產也已具有工業生產潛力。國際上，印度能生產雙相鋼熱軋鋼筋(%26phi;12mm)。其他國家尚未見有關非沖壓型雙相鋼工業規模生產的報導。
