渭师院金属材料学课件02工程结构用钢（工程构件用钢）

工程结构用钢是指专门用来制造各种工程结构的一大类钢种，例如用于制造桥梁、船体、油井或矿井架、高压容器、管线和建筑结构等。主要要求有：

较高的屈服强度；

良好的塑性和韧性；低温韧性（工作温度可低到-50℃以下）；耐大气腐蚀性能（工作环境主要是暴露在大气中）：良好的工艺性能（如冷弯、冲压、剪切等冷变形性能）；良好的焊接性能等。Chap.2

工程结构用钢（工程构件用钢）以保证工程结构的可靠性2.1工程结构用钢的分类、编号与组成2.1.1工程结构用钢的分类工程结构用钢可按其成分特点、显微组织、用途和相应的特性需求等进行分类。按照成分特点可将工程结构用钢分为：碳素工程结构用钢(carbonsteelforengineeringstructure)；高强度低合金钢(highstrengthlowalloysteel)。目前，我国钢产量中工程结构用钢约占90%，其中碳素工程结构用钢约占65~70%，高强度低合金钢约占20~25%。从产量上讲，工程结构用钢为钢铁材料的主体。按照使用状态下的显微组织可将工程结构用钢分为：铁素体－珠光体钢；低碳贝氏体钢；针状铁素体钢；低碳马氏体钢；双相钢等。按照用途和相应的特性要求可将工程结构用钢分为：建筑结构钢，按屈服强度分为295，345，390，440MPa级；钢筋钢，按屈服强度划分为

I级－R240（R代表热轧，数字代表屈服强度，MPa）

II级－RL335（L代表带肋），如16Mn，20MnSi，20MnMoIII级－RL400，如20MnSi，20MnTi，25MnSiVIV级－RL540，如40Si2MnV，45SiMnV，45Si2MnTi；耐候钢(耐大气腐蚀钢），如09CuPTiRe；低温用钢，要求在-60℃～-196℃的低温下具有良好的韧性；工程机械用钢(推土机、挖掘机、起重运输机等的多种重要部件)；专门用钢：压力容器钢，石油管线钢，造船用钢，气瓶用钢；钢轨钢

Ref.谢仕柜，大力推广应用400MPaIII级钢筋，’98全国低合金钢学术年会论文集Ref.含Nb余热处理钢筋的研制及Nb的作用(白玉光刘春明孙振岩王建军李凯)注：编号数字十位数表示钢种,个位数表示状态(3－热轧;1－610℃自回火;2－530℃自回火)2.1.2工程机构用钢的编号与组成

碳素工程结构用钢按照国家标准规定，碳素工程结构用钢按屈服强度分为：

Q195，Q215，Q235，Q255和Q275。其中Q代表屈服强度，数字单位为MPa。钢的屈服强度取决于钢中含碳量，即珠光体量。含碳量0.06%～0.38%，屈服强度195MPa～275MPa，伸长率33%～20%。根据质量要求分为A、B、C、D四个等级。等级主要是根据钢中的S、P含量划分的，此外，还根据是否要求加入细化晶粒元素（指D级），并因此对冲击韧性有不同的要求。强度级别高的钢和质量等级为C和D的钢规定为镇静钢。这类钢中一般含有少量的Mn、Si、S、P，它们成为常存元素。此外还会含有：Cu、Cr、Ni、Mo、Ti、V等金属元素，视原料情况而异；气体元素N、O、H等，主要取决于冶炼方法和条件。碳素工程结构用钢的化学成分和机械性能牌号等级化学成分机械性能CMnSiSPssMPasbMPadCVN(J)不大于不小于温度℃纵向不小于Q195－0.06~0.120.25~0.50.30.050.045195315~37033－－Q215A0.09~0.150.25~0.550.30.050.045215335~41031－－B0.452027Q235A0.14~0.220.30~0.650.30.050.045235375~460262027D≤0.170.35~0.80.0350.035027Q255A0.18~0.280.40~0.700.30.050.045255410~51024－－B0.0452027Q275－0.28~0.380.5~0.80.350.050.045275490~61020－－高强度低合金钢的编号依据：

将碳含量的100倍表示在钢号的最前面，将所含合金元素用其元素符号表示，若含量超过1.5%且小于2%在其元素符号后加2。例如：

16Mn：表示碳含量为0.16%的含有Mn且Mn含量不超过1.5%的高强度低合金钢；

20MnNb：表示含碳量为0.2%的添加有Mn和Nb的高强度低合金钢；

45Si2MnTi表示含碳量0.45%，含Si大于1.5%且小于2%，且含有Mn和Ti的高强度低合金钢。各种钢的具体成分需要查找钢号手册或有关标准。

高强度低合金钢几种典型高强度低合金钢的化学成分钢种CMnSiNbVTiMoCrBP16Mn0.12~0.21.2~1.60.2~0.616MnNb0.12~0.21.0~1.40.2~0.60.015~0.05Nb10MnPNbRE≤0.140.8~1.20.2~0.60.015~0.05Nb0.06~0.1214CrMnMoVB0.1~0.151.1~1.60.17~0.40.03~0.06V0.32~0.420.9~1.30.002~0.0062.2工程结构用钢的合金化及其作用

碳素工程结构用钢虽然占钢产量的65~70%，广泛应用于国民经济的很多部门，但是随着我国经济和社会的发展，各行各业对钢材的性能都提出了更高的要求，碳素工程结构用钢不能完全满足这些要求，基于这种背景，高强度低合金钢的比例在逐年增加。2.2.1在铁素体－珠光体钢中的作用铁素体－珠光体主要是在热轧状态下供货使用。钢种：16Mn，16MnNb，15MnVN，09CuPTi等。合金元素：Mn，Si；Cu，P；Nb，V，Ti。（1）对强度的影响

固溶强化：主要利用Mn、Si、Cu、P等元素溶入铁素体来提高强度，其中以Mn、Si使用最普遍。Cu、P主要在要求耐大气腐蚀性能时才加入，以提高耐大气腐蚀性能为主，附带提高强度。各元素的强化系数分别为：

Mn，35MPa/%Mn；

Si，85MPa/%Si；

Cu，40MPa/%Cu；

P，690MPa/%P。一般地，Mn<2%，Si<0.8%，Cu：0.25~0.5%，P<0.1%，否则会对塑性、韧性、冷弯性能和焊接性能不利。

细晶强化：细化晶粒强化的依据是Hall-Petch经验关系式。利用细晶强化使钢的韧脆转变温度降低，以此来抵消由于碳氮化物沉淀强化引起的韧脆转变温度升高。细化晶粒的途径有多种，在铁素体－珠光体型工程结构用钢中主要是：采用Al脱氧和Nb、V、Ti微合金化以及热轧工艺的优化。Al脱氧时形成AlN，Nb、V、Ti微合金化时形成MC型碳氮化物，这些弥散相能够钉扎晶界，阻碍奥氏体晶粒长大，转变后细化铁素体晶粒和珠光体团。

Mn、Ni、Cr和Mo等固溶于奥氏体中，增加冷却时奥氏体的过冷能力，从而使相变在较低温度下进行，也可细化铁素体和珠光体。

虚线表示各种钢的奥氏体晶粒粗化温度范围，低于此温度范围，这些弥散相对晶界有足够的钉扎作用以阻止奥氏体晶粒长大，高于此温度范围，由于这些弥散相开始溶于奥氏体中，它们的作用逐渐减弱，最终消失，奥氏体晶粒开始快速长大。可以看出，Ti的作用最强，其次为Al、Nb、V，溶质原子偏聚于奥氏体晶界，产生对奥氏体晶界的拖曳作用，也可抑制晶粒长大，例如Nb和Mo就具有这样的作用。Al、Nb、V、Ti对钢加热时奥氏体晶粒长大倾向的影响

弥散强化用强碳化物形成元素Ti、Nb、V微合金化，在轧制过程中和随后冷却过程中固溶于奥氏体中的这些元素会在先共析铁素体与奥氏体的界面（相间沉淀）以及铁素体晶内的位错上析出弥散分布的MC型特殊碳化物或碳氮化物，起弥散强化作用。析出的MC型碳化物的尺寸约2~10nm范围时具有最佳的强化效果。

0.10%Nb和Ti使sy提高约30~50MPa，

0.01%V使sy提高150~200MPa。Ti、Nb、V的综合影响根据上述强化机制，Pickering和Gladman提出了综合屈服强度公式(MetallurgicalDevelopmentsinCarbonSteels,FBPickering,TGladman,ISI,London,1963)

第二项为固溶强化的效果，第三项表示沉淀强化，第四项为晶粒尺寸的影响（细晶强化）。沉淀强化细晶强化微合金化－－细晶强化＋沉淀强化主要的微合金化元素：Ti、Nb、V，配合控轧控冷工艺作用：抑制奥氏体形变再结晶（奥氏体再结晶区）：热加工过程中，通过形变诱导析出Ti、Nb、V的碳、氮化物，沉淀在晶界、亚晶界和位错上，起钉扎作用，有效阻止奥氏体再结晶的晶界和位错的运动，抑制再结晶过程的进行。

Nb偏聚在奥氏体晶界，增强晶界原子间结合力，对再结晶晶界起拖曳作用。在阻止形变奥氏体的回复和再结晶方面，Nb作用最强，Ti次之，V最弱。高温区，Nb以固溶态存在，以对晶界迁移的拖曳作用为主，在较低温奥氏体区，Nb受到形变诱导作用以Nb(C,N)粒子形式析出，以钉扎晶界作用为主。

阻止奥氏体晶粒长大（奥氏体再结晶区＋未再结晶区）：

Ti、Nb形成TiN或Nb(C,N)，在高温下非常稳定，其弥散分布对控制高温下的晶粒长大有强烈的抑制作用。Nb(C,N)在1250℃下也不完全溶解于奥氏体中，轧制过程中1150℃以下又会重新以Nb(C,N)析出。TiN在高温下即可析出，弥散分布于奥氏体中，对阻止奥氏体晶粒长大非常有效。

沉淀强化（奥氏体未再结晶区）：一般微合金化钢中的沉淀强化相主要是低温下析出的Nb(C,N)和VC。V的沉淀强化作用最显著，钢的屈服强度增量最显著，Ti的作用处于Nb和V之间。

改变钢的显微组织：轧制加热时，溶于奥氏体的微合金元素提高了过冷奥氏体的稳定性，降低了发生先共析铁素体和珠光体的转变温度范围，使得低温下形成的先共析铁素体和珠光体组织更细小，并使相间沉淀Nb(C,N)和V(C,N)粒子的尺寸更细小。（2）对冲击韧性和韧脆转变温度的影响影响钢冲击韧性和韧脆转化温度的因素有含碳量，晶粒尺寸，固溶元素，弥散析出相和非金属夹杂物等。随着钢的含碳量的增加，钢中珠光体含量相应增加。珠光体由于有大量片层状渗碳体，因为有高的韧脆转化温度。钢中每增加1%体积的珠光体，将使FATT50升高2.2℃。因此工程结构用钢的碳含量一般不超过0.25%。

Ni提高冲击韧性，降低FATT50；Mn≤1.0~1.5%对冲击韧性无损害，使FATT50略有降低；Si降低冲击韧性，使FATT50升高，特别是当Si>1.0%时；P也降低冲击韧性，使FATT50升高。冲击韧性：材料在冲击载荷作用下抵抗破坏的能力。

韧脆转化温度FATT50（℃）――冲击试样断口上出现50%脆性断口时对应的冲击试验温度，fractureappearancetransitiontemperature

细化晶粒提高钢的韧性，降低FATT50，而沉淀相析出使韧性降低，FATT50升高。Ti、Nb、V能够细化晶粒，对韧性有利，而它们的沉淀析出却使韧性降低，但总的效果是Ti、Nb、V微合金化对韧性影响不大，或者略有提高。而少量Al可固定对韧性有较大危害的N，同时形成的AlN能够细化晶粒，因而使FATT50降低。非金属夹杂物降低钢的韧性，钢中加入RE可以对非金属夹杂物起变质作用，减小其危害，从而间接改善钢的韧性。例如16Mn钢的FATT50可以表示为：其中Nf为自由氮的质量分数，d为铁素体晶粒尺寸（mm）。（3）对焊接性能的影响钢的焊接性能好坏主要取决于钢的淬透性淬硬性，这两者取决于钢的含碳量和合金元素含量。钢的含碳量越高，含提高过冷奥氏体稳定性（淬透性）的合金元素越多，钢的焊裂倾向也越大。钢的焊接性能可用C当量来作为判据。对于sb在490~590MPa级别的钢，其C当量为：C当量＝C＋P/2＋Mo/4＋Cr/5＋Mn/6＋Cu/13＋Si/24＋Ni/15＋V/10Cu≥0.5%，P≥0.05%时才计算。实践证明，C当量>0.4~0.5%时，钢就不再具有良好的焊接性能。此时，为了安全，防止焊接裂纹产生，在焊接工艺上要采取措施。例如，预热焊件母材，焊后退火等。微合金元素由于含量很低，一般对焊接性能无明显影响。而微量Ti(0.01~0.02%)的加入可以形成弥散的TiN，可细化母材晶粒，阻止热影响区晶粒长大，改善焊缝和热影响区的韧性，提高焊接性。（4）对耐大气腐蚀性的影响抗大气腐蚀性：钢构件或容器在自然环境中使用时抵抗大气腐蚀的能力。钢中加入少量Cu、P、Cr、Ni等元素时，可以提高钢抗大气腐蚀的能力，其中Cu、P最有效。合金元素的作用主要包括：

1)降低锈层的导电性能，自身沉淀并覆盖钢表面；

2)影响锈层中物相结构和种类，阻碍锈层的生长；

3)推迟锈的结晶；

4)使钢均匀溶解；

5)加速Fe2+向Fe3+的转化，并能阻碍腐蚀产物的快速生长；

6)合金元素及其化合物阻塞裂纹和缺陷。

P：是提高钢耐大气腐蚀性能最有效的合金元素之一，含量在0.08％～0.15％时耐蚀性最佳，当P与Cu联合加入钢中时，显示出更好的复合效应。在大气腐蚀条件下，钢中的P是阳极去极化剂，在钢中能使钢的均匀溶解和Fe2+的氧化速率，有助于在钢表面形成均匀的FeOOH锈层，促进生成非晶态羟基氧化铁FeOx(OH)3-2x致密保护膜，从而增大了电阻，成为腐蚀介质进入钢基的保护屏障，使钢内部免遭大气腐蚀。当磷形成PO43-时还起到缓蚀作用。

Cu：0.2％～0.4％，主要有两种机制：一种是Tomashov提出的促进阳极钝化论（THEORYOFCORROSIONANDPROTECTIONOFMETALS，1966）认为钢与表面二次析出的Cu之间的阴极接触，沉积在钢表面的Cu具有正电位，成了钢表面的附加阴极，使钢在很小的阳极电流下达到钝化状态能促使钢阳极钝化，形成保护性较好的锈层；一种是Cu富集说，认为Cu在基体与锈层之间形成以Cu、P为主要成分的阻挡层，它与基体结合牢固，因而具有较好的保护作用。这些解释都是基于在钢的表面及锈层中的富集现象，因此这两种机制可能同时起作用。

Ni：是一种比较稳定的元素，加入Ni能使钢的自腐蚀电位向正方向变化，增加了钢的稳定性。大气暴露试验表明，当Ni含量在4％左右时，能显著提高海滨耐候钢的抗大气腐蚀性能。最近日本开发的无Cr含3％Ni海滨耐候钢优良的耐蚀性证明，稳定锈层中富集Ni能有效抑制Cl-离子的侵入，促进保护性锈层生成，降低钢的腐蚀速率。

Cr：能在钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力，减小电化学腐蚀。含量一般为0.4～1％(最高1.3％)。当Cr与Cu同时加入钢中时，效果尤为明显。最近研究：Cr含量提高利于细化

-FeOOH，当锈层／金属界面的

-FeOOH中Cr含量超过5％时，能有效抑制腐蚀性阴离子，特别是Cl-离子的侵入；添加Cr元素还可以阻止干湿交替过程中，Fe3+

Fe2+的还原反应，从而提高钢的耐候性。但在Cl-离子含量较高的地区，添加Cr元素被认为是有害的。若同时加入几种耐蚀元素，则提高耐蚀性的效果更佳，且其中以Cu、P共同加入最为有效。我国开发的典型钢种有09CuPTi，08CuPV和10MnPNbRE等。稀土元素(RE)：RE元素是不含Cr、Ni耐候钢的添加元素之一。通常RE的加入量小于或等于0.2％。RE元素是极其活泼的元素，是很强的脱氧剂和脱硫剂，主要对钢起净化作用。RE元素的加入可细化晶粒，改变钢中夹杂物存在的状态，减少有害的大夹杂数量，降低腐蚀源点，从而提高钢的抗大气腐蚀性能。2.2.2在低碳贝氏体钢中的作用钢中的主要合金元素：Mo和B，显著推迟先共析铁素体和珠光体转变，而对贝氏体转变推迟较小。低碳贝氏体钢在轧制或正火后直接冷却，直接得到低碳贝氏体组织。与相同碳含量的铁素体－珠光体钢相比，低碳贝氏体钢具有更高的强度和良好的韧性。利用贝氏体相变强化，钢的屈服强度可达到490～780MPa。在此基础上再加入Mn、Cr、Ni等元素，进一步推迟先共析铁素体和珠光体转变，并使Bs点下降，以获得下贝氏体组织。较之上贝氏体，得到的下贝氏体具有更高的强度和更低的韧脆转变温度。另外，通过微合金化，充分发挥Nb、V、Ti的细化晶粒和沉淀强化作用。低碳贝氏体钢的成分范围为：C0.1~0.2%,Mo0.3~0.6%,Mn0.6~1.6%,B0.001~0.006%,V0.04~0.1%,Nb或Ti0.01~0.06%,Cr=0.4~0.7%。典型钢种有14MnMoV，14MnMoBRE。当热轧或正火后获得贝氏体，高温回火时消除内应力。这类钢的焊接性能不好，厚板在焊接前需预热到150℃以上。为改善焊接性能，进一步提高低温韧性，发展了超低碳贝氏体钢，钢的含碳量降到0.02%，同时加入微量Ti(0.01%)，通过TMCP工艺得到高位错密度的细小贝氏体组织（针状铁素体组织）。2.2.3在低碳马氏体钢中的作用工程机械上的运动部件及一些低温下使用的部件；要求有较贝氏体更高的强度和良好的焊接性。控制合理的Mn、Cr：固溶强化；加入Mo、Nb、V、B合金化：足够好的淬透性，防止先共析铁素体和珠光体转变；Nb、V：细化晶粒生产工艺：通常为锻轧后空冷：B+M+F(屈服强度>800MPa)或直接淬火并自回火：低碳M(屈服强度>900MPa，室温冲击功～50J，-40℃冲击功～32J，缺口疲劳断裂>500kHz)得到的低碳马氏体具有高强度、高韧性和高疲劳强度，可达到合金调质钢调质热处理后的性能水平。最佳处理工艺为：直接淬火＋自回火。2.2.3在双相钢中的作用双相钢：在g+a两相区加热淬火，或热轧后控制冷却，得到20~30%M/B＋80~70%F。铁素体为细晶多边形，马氏体呈小岛状或纤维状分布在铁素体基体上；贝氏体以块状分布于晶界上。分类：根据得到双相组织的方法，分为：热处理双相钢和热轧双相钢；根据钢制品用途，分为：冲压型双相钢(主要指钢板)和非冲压型双相钢(包括棒材、线材、钢筋和钢管等)；根据合金化的程度，分为低碳非合金钢和低碳低合金钢合金化特点：一般双相钢中合金元素的含量不高，种类也不多。所使用过的主要合金元素包括硅、锰、铝、磷以及铬、钼、钒、铌、RE等。加入合金元素的主要目的是为了便于获得所希望的铁素体加马氏体的双相组织和改善钢的强度和塑性的配合。

合金元素在双相钢中的作用：

Si：(1)提高A3点，扩大Fe－Fe3C相图中(a+g)两相区的温度范围，而且增大GS线斜度，S点左移。加大了热处理工艺的灵活性，便于控制马氏体体积分数及其碳含量，从而有利于保持双相钢强度、塑性等性能的稳定性。(2)在连续的铁素体基体中，可促进马氏体呈细密纤维状分布，得到纤维型双相组织，保证双相钢获得良好的强化效果以及强度和塑性的良好配合。(3)加速碳向奥氏体的富集，使铁素体得到净化，免除间隙元素碳显著的固溶强化，提高铁素体的延性。(4)阻止淬火过程中在铁素体－马氏体相界形成粗大碳化物，从而使铁素体－马氏体相界有良好的原子配置。(5)提高碳的活度，加速先共析铁素体的形成，使未转变的奥氏体进一步富碳，从而提高其淬透性，使热轧双相钢易获得所需的双相组织。(6)固溶在铁素体中起到固溶强化作用，可增大加工硬化速率和给定强度下的均匀伸长率和总伸长率，使钢的综合力学性能提高(如2％硅钢)，但硅含量也不能过高，以免形成低熔点的复合氧化物，影响钢的表面质量。C：直接影响双相钢中马氏体的体积分数和马氏体的碳含量。一般双相钢平均碳含量在0.1%以下，以便得到工业上常用的马氏体体积分数和适宜的马氏体碳含量(0.3%左右)。Mn：双相钢中常用的合金元素。(1)可有效地增大奥氏体的淬透性，因而可降低获得双相组织所必须的冷却速率。(2)降低铁素体中的固溶碳量，从而提高双相钢的延性。

P：<0.2%，对改善热处理双相钢的综合力学性能具有良好的作用；加入0.09%的磷，可使含锰双相钢的加工硬化速率明显提高，其效果与加入2.0%的硅相当。

Al：在双相钢中的作用与上述Si的(1)～(4)项同。Cr：增大奥氏体的淬透性，降低铁素体的屈服强度，有利于获得低屈服强度的双相钢。Mo、Nb、V等：主要是增大奥氏体的淬透性。还可在铁素体中形成各自的碳化物(或氮化物)，在铁素体塑性有一定损失的情况下，可以补偿一部分强度。组织转变特点：冷却时析出先共析铁素体，C集中在奥氏体中使奥氏体转变为中高碳马氏体。马氏体转变时在周围铁素体中由于体积效应激发出许多位错，由于铁素体中碳原子贫化，这些位错未被钉扎而可以保持运动。因此，双相钢具有低的屈服强度，无屈服平台和上下屈服点。小岛状或纤维状马氏体和铁素体界面结合牢固，而且有大量可运动位错，使加工硬化率增大。

双相钢所希望的显微组织应当是具有一定体积分数的强韧的第二相马氏体和塑性良好的基体铁素体。马氏体岛、块或纤维，可以是板条马氏体，也可以是内孪晶马氏体，这主要取决于奥氏体的碳含量。当冷却速度较小时，马氏体中还会有细小的碳化物脱溶。在铁素体中，特别是靠近马氏体的区域，存在由马氏体相变体积效应所导致的高密度位错。随着马氏体体积分数增多，位错密度增加，这些位错呈现脆状结构或位错缠结。此外，铁素体中还会有细小碳、氮化物的脱溶物。这些细小的脱溶物多是在为得到双相组织的冷却过程中形成的。

理想双相组织的组织特点：为了得到所希望的双相组织，可以通过控制马氏体的数量、尺寸、形状和分布，以及每个相的性能来达到。马氏体的体积分数和形貌，在控制双相钢的力学性能方面起着主要的作用。体积分数：马氏体体积分数必须超过一个下限，不然就没有足够的强化效果；它还必须低于一个上限，否则在第二相颗粒(马氏体)断裂时，将直接导致双相组织的断裂。如果马氏体体积分数处于最佳范围，裂纹的传播将会大大被推迟，基体就可以进一步加工硬化并承担传输载荷。粒子尺寸：假如马氏体颗粒及颗粒间距足够小(mm数量级或更小)，随着加工硬化的增大，基体的屈服应力增大。形状：如果第二相马氏体是纤维状而不是岛块状，那么载荷的传输将是最有效的。因为载荷的传输是靠沿着颗粒和基体之间交界面处的切变进行的。对于给定的体积分数及相同的颗粒数来说，第二相颗粒呈纤维状时，可利用的界面面积将是相对较大的。

理想的双相组织应当是在连续铁素体基体中分布着不连续的随机取向的第二相颗粒。这将导致材料具有各向同性的力学性能。如果马氏体贯穿基体呈连续分布，在塑性形变的早期阶段就会引起第二相颗粒的断裂，以至铁素体的塑性很难全部发挥出来。为了得到强韧性配合较好的位错型板条马氏体，相应于马氏体体积分数的奥氏体中的碳含量应保持在大约0.3%(一般宜不超过0.4%)，而钢的平均碳含量要足够的低，通常以0.1%以下为宜。而且，还希望在马氏体板条之间有残留奥氏体的薄膜，以利于进一步改善韧性。纤维状马氏体与铁素体界面间原子存在着K-S位向关系，有着良好的原子配置状况。这种共格的低能界面比起原子配置不规则的高能界面将难以被破坏。从而可提高第二相颗粒与基体分离所需的功，而不易产生空洞。冲压型热处理双相钢：将热轧板或冷轧板重新加热到(a+g)两相区，保温一定时间，以一定速率冷却，得到希望的双相组织。这种工艺可在周期批量退火炉中进行，也可以在连续退火炉中进行。多用于汽车的小变形冲压构件，如车门内、外板等。

冲压型热轧双相钢：板坯(或连铸坯)经高温粗轧后，在(a+g)相区给定温度终轧，然后急冷到马氏体转变点以下或在珠光体转变与贝氏体转变之间过冷奥氏体的稳定区(常称卷曲)进行卷取，以得到所要求的双相组织和性能。多用于汽车的运动构件和安全构件，如车轮，大梁、保险杠等。

总的原则是，钢中增大淬透性的合金元素含量越多，获得双相组织的冷速就可减慢。或者说，只要具备足够大的冷速条件，就可减少钢中合金元素的含量。性能特点：

低屈服强度，≯350MPa，使冲压件易于成型，回弹小，同时冲压模具的磨损也小

；高抗拉强度，低屈强比。构件成型时强度低，成型后强度高。成型后的构件具有高的压溃抗力、撞击吸能和高的疲劳强度；

应力应变曲线连续光滑，无屈服平台及锯齿形屈服出现，可避免成型零件表面起皱，从而不需要附加的精整工序；高均匀伸长率eu和总伸长率et,，与同样强度的低合金高强度钢相比，双相钢的均匀伸长率和总伸长率要高1/3或1倍；

高加工硬化指数n，尤其是初始的加工硬化速率(ds/de)。只需5%以下的应变，就可使双相钢的流变应力达到500～550MPa，与通常低合金高强度钢的屈服强度相当。双相钢的加工硬化指数值，特别是均匀变形初始段的n值，几乎相当于一般低合金高强度钢n值的2倍

；高r平均值（深冲性能）2.3工程结构用钢的生产工艺特点工程结构用钢的生产流程一般为：冶炼：平炉、转炉、电炉冶炼。要求进行严格的成分控制，使炼钢原料满足较窄的成分偏差。常用铁水预处理工艺（三脱处理）。

炉外精炼：真空吹氧脱碳VOD、氩氧精炼AO、真空循环脱气RH等炉外精炼主要是为了提供高洁净度的钢液，实现成分均匀化和合金化及夹杂物形态的变性处理。

S<0.005%，P<0.005%，N<0.003%，

O0.002%~0.003%，H<0.0001连铸：保证得到成分均匀（没有宏观和微观偏聚）、细小等轴晶构成的铸坯。浇铸时要求低的过热，缓流浇铸和适宜的二次冷却。低频电磁搅拌有助于扩大等轴凝固区。工程结构用钢绝大部分不需要热处理，以热轧态交货使用。但是，对于一些特殊要求的工程结构用钢，采用：

正火处理如船用低碳贝氏体钢厚板，采用正火空冷后期的快速冷却，有效地细化贝氏体，优化贝氏体的分布，在不改变组织类型的前提下能达到提高强度和改善韧性的强韧匹配调整。

淬火＋回火处理如低碳马氏体钢―18MnMoNb，高强度钢筋―40Si2Mn，45Si2MnMoV等，在晶粒间界形成微细的铁素体网，有效地提高韧性。对于热轧状态供货的钢，在高洁净、均质和细小等轴晶铸坯的前提下，钢的性能主要取决于轧制和冷却工艺过程。对这两个工艺环节的优化可显著提高钢的性能。轧制过程采用控制轧制、冷却过程采用控制冷却是现代化钢铁企业最基本的工艺装备特点。控制轧制控制冷却工艺（控轧控冷）是高温形变热处理的一种派生形式，其主要目的是细化铁素体晶粒，控制碳、氮化物的析出，从而提高钢的强韧性。主要由四个阶段组成：高温下的再结晶区变形；在紧靠Ar3以上的低温未再结晶区变形；在奥氏体－铁素体两相区变形；控制冷却。四个阶段：奥氏体区再结晶轧制奥氏体区未再结晶区轧制两相区轧制快速冷却奥氏体再结晶区控制轧制：其主要目的是通过形变－动态再结晶过程使加热时粗化的初始g晶粒经多次变形和再结晶而细化，从而在g→a相变后得到细小的a晶粒。相变前的g晶粒越细，相变后的a晶粒也越细。再结晶区轧制是通过形变－动态再结晶使g晶粒细化。但若直接冷却，转变获得的铁素体晶粒仍较粗大。奥氏体未再结晶区控制轧制：此区间轧制时g晶粒沿轧制方向伸长，在g晶粒内部产生形变带。此时不仅由于晶界面积的增加提高了a的形核密度，而且也在形变带上出现大量的a晶核，因此a晶粒进一步细化。随未再结晶区总压下量的增大，形变的g晶粒在厚度方向的尺寸变小，晶界面积增加，且g晶内的形变带数量增多，故g→a相变后a晶粒显著细化。(g+a)两相区轧制：继续第二阶段的过程。Ar3点以下的(g+a)两相区轧制时，未相变的g晶粒更加伸长，且在晶内形成形变带，而已相变的a晶粒由于形变在其内形成亚结构。在轧后的冷却过程中前者发生相变形成细小的多边形a晶粒，而后者仅发生回复，成为内部含有亚晶粒的a晶粒。

控制冷却：由于冷却速度不同，钢材可以得到不同的组织和性能，可通过连续冷却曲线（CCT曲线）来考察。奥氏体晶粒的细化和加速冷却可获得极为细小的铁素体晶粒组织。控制冷却的主要目的：控制微合金化碳氮化物的析出（对铁素体－珠光体钢），或者控制转变组织为下贝氏体或马氏体。常规热轧和控制轧制之间的基本区别：常规热轧中，a只在g晶界形核；控制轧制中，a