控制轧制、控制冷却工艺技术

控制轧制、控制冷却工艺技术
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控制轧制、控制冷却工艺技术
1.1 控制轧制工艺
控制轧制工艺包括把钢坯加热到适宜的温度,在轧制时控制变形量和变形温度以及轧后按工艺要求来冷却钢材。

通常将控制轧制工艺分为三个阶段，如图1。

1所示[2]：（1)变形和奥氏体再结晶同时进行阶段,即钢坯加热后粗大化了的γ呈现加工硬化状态，这种加工硬化了得奥氏体具有促使铁素体相变形变形核作用，使相变后的α晶粒细小；（2）（γ+α）两相区变形阶段,当轧制温度继续降低到Ar3温度以下时，不但γ晶粒，部分相变后的α晶粒也要被轧制变形，从而在α晶粒内形成亚晶，促使α晶粒的进一步细化.
图1。

1控制轧制的三个阶段
（1）—变形和奥氏体再结晶同时进行阶段;(2）—低温奥氏体变形不发生再结晶阶段；(3）—（γ+α）两相区变形阶段。

1.2 控制轧制工艺的优点和缺点
控制轧制的优点如下:
1．可以在提高钢材强度的同时提高钢材的低温韧性。

采用普通热轧生产工艺轧制16Mn钢中板，以18mm厚中板为例，其屈服强度σs≤330MPa，—40℃的冲击韧性A k≤431J，断口为95%纤维状断口.当钢中加入微量铌后，仍然采用普通热轧工艺生产时,当采用控制轧制工艺生产时，—40℃的A k值会降低到78J以下，然而采用控制轧制工艺生产时。

然而采用控制轧制工艺生产时—40℃的A k值可以达到728J以上。

在通常热轧工艺下生产的低碳钢α晶粒只达到7～8级，经过控制轧制工艺生产的低碳钢α晶粒可以达到12级以上(按ASTM标准），通过细化晶粒同时达到提高强度和低温韧性是控轧工艺的最大优点。

2．可以充分发挥铌、钒、钛等微量元素的作用。

在普通热轧生产中，钢中加入铌或钒后主要起沉淀强化作用,其结果使热轧钢材强度提高、韧性变差，因此不少钢材不得不进行正火处理后交货。

当采用控制轧制工艺生产时，铌将产生显著的晶粒细化和一定程度的沉淀强化,使轧后的钢材的强度和韧性都得到了很大提高，铌含量至万分之几就很有效,钢中加入的钒,由于具有一定程度的沉淀强化的同时还具有较弱的晶粒细化作用，因此在提高钢材强度的同时没有降低韧性的现象。

加入钢种的钛虽然具有细化加热时原始γ晶粒的作用，但在普通轧制条件下钢中的钛不能发挥细化轧制变形过程中γ晶粒的作用，仍然得不到同时提高钢的强度和韧性的效果，当采用控制轧制工艺生产含钛钢时，才能使钢种的Ti（C,N)起沉淀强化和晶粒细化的双重作用，如有的文献中报导控制轧制生产的含钛钢的强度75%来自沉淀强化,25％来自晶粒细化。

由于有中等程度的晶粒细化效果，钢的低温韧性提高.
控制轧制工艺的缺点：要求较低的轧制变形温度和一定的道次压下率,因此增大了轧制的负荷。

此外由于要求较低的终轧制温度,大规格产品需要在轧制道次之间待温，降低轧机的生产率。

为此世界各国开始对轧机进行技术改造，采用大负荷轧机，安装升降辊道，道次间中间冷却来减少轧制待温时间，提高轧机生产效率。

1.3 控制冷却的工艺特点
控制冷却的优点：
1。

节约能源、降低生产成本。

利用轧后钢材余热，给予一定的冷却速度控制其相变过程，从而可以取代轧后正火处理和淬火加回火处理,节省了二次加热的能耗，减少了工序，缩短了生产周期，从而减低了成本。

2。

可以降低奥氏体相变温度，细化室温组织。

轧后控制冷却能够降低奥氏体相变温度，对同一晶粒级别的奥氏体,低温相变后会使α晶粒明显细化，使珠光体片层间隔明显变薄。

例如,在800℃终轧的16Mn钢材，当轧后冷却温度从
0.5℃/s提高到9.5℃/s时α晶粒平均直径从12μm细化到7.5μm，σs从360Pa
增加到420Pa.
3。

可以降低钢的碳当量。

采用轧后控制冷却工艺有可能减少钢中碳含量及合金元素加入量，达到降低碳当量的效果。

低的碳当量有利于焊接性能、低温韧性和冷成型性能,这是当前各国所追求的大规模生产工业用钢材的最经济工艺路线。

4。

道次间控制冷却可以减少待温时间，提高轧机的小时产量。

在道次间采用控制冷却，可以精确地控制终轧温度，减少轧件停下来等待降温的时间。

在控制轧制时,为了保证能在奥氏体未再结晶区轧制，一般均采用待温轧制的工艺，待温轧制延长轧制节奏，降低产量。

为了少影响产量,采用多块钢坯循环交叉轧制的方法，虽然补救了一些，但需要增建离线旁路辊道及移送设备，增加了场地和设备。

采用道次间控制冷却，在保证冷却均匀的条件下,可以取消待温和循环轧制。

从而提高产量。

如生产3.0mm厚、1000mm宽热轧板卷时，开动连轧机架间的冷却装置可以使轧机小时产量从550t增加到720t。

1。

4 控制轧制、控制冷却工艺参数控制特点
控制轧制和控制冷却的工艺参数控制与普通轧制工艺相比具有如下特点：
1. 控制钢坯加热温度。

根据对钢材性能的要求来确定钢坯加热温度，对于要求
强度高而韧性可以稍差的微合金,加热温度可以高于1200℃。

对于韧性为主要性能指标的钢材,则必须控制加热温度在1150℃以下.
2. 控制最后几个轧制道次的轧制温度.一般要求终轧道次的轧制温度接近Ar3温
度,有时也将终轧温度控制在（γ+α）两相区内。

3. 要求在奥氏体末再结晶区域内给予足够的变形量。

对于微合金钢要求
900~950℃以下的总变形量大于50%，对于普碳钢通常多道次变形累积达到奥氏体再结晶。

4。

要求轧制后的钢材冷却速度、开始快冷温度、快冷终了温度或卷取温度，以便获得必要的显微组织。

通常轧后第一冷却阶段冷速要大,第二阶段冷速要根据钢材性能要求不同而不同。

现将提高轧制和控制冷却钢材强韧性的各种因素整理归纳如表1-1所示
表1.1提高控轧、控冷钢材强韧性的因素
因素控制途径及其行为
晶粒细化发生奥氏体的动态再结晶和静态再结晶；
在奥氏体未再结晶区轧制变形，使奥氏体晶内产生变形，促使相变细化,控
制轧后奥氏体向铁素体转变时的冷却因素，防止铁素体晶粒长大
析出强化铌钒、钛元碳氮话务应变诱导析出
加工硬化在奥氏体向铁素体转变两相区轧制变形时变形铁素体的恢复和再结晶
相变强化针状铁素体钢、贝氏体钢的单相强化；二相分高型强化
2 我国控制轧制、控制冷却技术的发展
我国有丰富的铌、钒、钛和稀土资源，具有发展微合金控制轧制、控制冷却技术的广阔前途.近十年来,尤其是第六个五年计划期间以来，控制轧制、控制冷却技术在我国取得了不小的进展。

目前每年采用控制轧制、控制冷却工艺生产的刚才已经超过100万吨，涉及到20多个钢种,已经应用到造船、石油、天然气输送管线、锅炉及压力容器、钢板桩、汽车大量、螺纹钢筋、钢丝绳、轴承及地质管等方面。

其中板材占40%左右，棒、线材占60%左右,管材和型材所占比例较小。

目前控制轧制、控制冷却技术在工业试验和生产上的应用如表1-1所示。

国内各厂采用控制轧制和控制冷却工艺在提纲产品综合性能方面所获得的效果，举出其中的一部分例子列于表2。

2，2。

3.
上钢2350mm二辊-四辊中板轧机与武钢2800mm二辊-四辊中板轧机，采用两阶段控轧工艺，生产了合乎劳氏船规要求的09MnNb、16MnNb钢DH360N级船板；上钢三厂的2300mm三辊—四辊中板轧机采用混合型控制轧制工艺与轧后控冷相结合,生产出了性能达到国外同类产品实物水品的容器钢板。

武钢热轧厂1700mm 热连轧机采用Ⅰ型和Ⅱ型控轧工艺，或配合使用轧后控冷，研制出7～12mm厚的合乎ＡＰＩ－５Ｌ标准要求的X60和X65级含铌微合金钢板卷。

太钢五轧厂中板轧机采用控制轧制工艺，解决了２０g钢时效冲击值及16Mng钢屈服强度偏低的问题，使热轧性能合格率提高15%以上；武钢轧板厂采用控轧工艺,提高了4C船板热轧性能合格率38％以上,邯郸钢铁厂2300mm三辊劳特式中板轧机采用IB型
控制轧制工艺,轧以后水幕冷却，提高了A2F、20g中板综合性能合格率.
表2.1控制轧制、控制冷却技术在工业中的应用
钢材品种控轧、控冷工艺类型应用品种
板带材再结晶控制轧制法低碳钒钛氮钢,含铌中高碳
钢
未再结晶控制轧制法低碳硅锰钢，20g，低碳锰铌
钢
(γ+α）两相区控制法低碳锰铌钢，低碳锰铌钒钢
控制轧制+控制冷却低碳锰铌钢，低碳钛钢，
A2F钢，含铬铅热轧双相钢棒线材钢筋轧后穿水冷却20gMnSi钢，3号钢，5号钢
线材穿水冷却+相变冷却硬钢缆，冷墩钢丝，结构钢
丝
轴承钢轧后控制冷却GCr15钢
钢管旋转内射流冷却
钢管轧后控制冷却石油钢管，地质管，低碳硅锰钢
型材角钢降温控制轧制15Mn钢
角钢轧后控制冷却16Mn钢，ZC造船角钢
高碳钢型材控制冷却中、高碳钢
高碳钢型材控制轧制中、高碳钢，含铌中、高碳
钢
表2。

2 国内控轧、控冷技术的使用效果举例
钢种及品种传统工艺存在问题控轧、控冷工艺效果
14MnTiRc钢板轧态低温韧性不稳定，必须
热轧后正火交货
轧态：σs=450~610MPa
—40时，Ak=89～612J
正火态：σs=411~470MPa
-40℃时，Ak=766～1380J 控轧工艺达到正火处理效果
控轧态：σs=480~529MPa—40℃时,Ak=796J
C（D）级船板热轧态-40℃时,Ak也不合格热轧态提供低韧性,使合格率达到
90%上
09MnNb钢板轧态低温韧性不稳定，必须
热轧后正火交货
轧态：σs=382MPa
—40℃时，Ak=48J
正火态:σs≥343MPa
-40℃时,Ak=926J 控轧工艺优于正火态性能控轧态：σs＞392～411MPa -40℃时，Ak=463~926J
16MnR容器钢板热轧后低温韧性不合格正
火后σs≤343MPa 控轧控冷工艺使综合性能控轧控冷态：σs＞382MPa -40℃时，Ak=690J
16MnV容器钢板热轧后低温韧性不合格，正
火后σs有时偏低控轧控冷工艺使综合性能控轧控冷态:σs＞392MPa —40℃时,Ak＞246J
15Mng钢板热轧态σs偏低控轧态σs满足要求
20g钢板热轧态冲击韧性偏低控轧后提高性能合格率9~15%
20Mn钢筋热轧态达Ⅱ级钢筋控冷后达Ⅲ级钢筋
A3钢筋控冷后达Ⅱ级钢筋
A3F，65Y 热轧态冷拔延伸性差控冷后可增大一次冷拔变形量，减
少中间退火次数
A3，16MnA3F棒材热轧态强度有时偏低控冷后使性能合格率提高15％GCr15钢热轧态球化退火时间长控冷后缩短球化退火时间四分之
一
3.控制轧制
促使铁素体细化是达到最佳综合性能的最有效的办法。

细化铁素体晶粒基本上有两个途径,一种是细化奥氏体晶粒,然后通过相变得到细小的铁素体晶粒，另一种是直接细化铁素体晶粒.细化奥氏体晶粒基本上从两方面着手：一方面是细化原始奥氏体晶粒，即从加热温度、加热时间及加入微量元素入手;另一方面是采用形变再结晶的方法。

加入微量元素能提高晶粒开始长大的温度，其措施是在奥氏体析出体组织中嵌入细的析出物,从而抑制奥氏体晶粒长大，当析出物的晶粒度为100~200Å时共析作用最大.铝以氮化铝的形式细化晶粒，使可焊接普通结构钢为本质细晶粒钢.此外微合金花元素铌、钒、钛通过他们的碳化物、氮化物及碳氮化物均能对细化奥氏体晶粒产生不同程度的影响。

为了抑制在轧制前的加热过程中这类产物的析出物的再溶解，应尽可能降低加热温度。

实践证明，轧前奥氏体的晶粒度对铁素体晶粒度是有影响的,但这种措施有很大的局限性。

控制轧制工艺不仅可以通过细化晶粒奥氏体来细化铁素体晶粒，同时采用直接细化铁素体晶粒的办法.一般根据其细化铁素体的机理不同,将控制轧制分为三个阶段，下面分别加以叙述：
3。

1 第一阶段：奥氏体再结晶区轧制
这个阶段是通过形变-再结晶反复交错进行使γ晶粒细化。

对晶粒细化的作用不是太大。

3。

2 第二阶段：奥氏体未再结晶区轧制
第二阶段在再结晶温度以下和相变温度之间进行轧制。

在此区中轧制时，奥
氏体晶粒沿轧制方向伸长,境界面积增加，使铁素体的形核密度增加。

同时由于变形使晶粒内导入大量的变形带，奥氏体向铁素体转变时的成核点增多，变形带起到了奥氏体晶界的同等作用。

在未再结晶区轧制促使铁素体相变成核点的增加，变形带的作用是主要的，奥氏体晶粒伸长的作用是次要的。

图2表示出奥氏体晶粒组织的有效晶界面积与相变后铁素体之间的关系。

所谓有效晶界面积是奥氏体的晶界面积和变形带之和。

铁素体直径随γ有效晶界面积的增加而减小，与再结晶区轧制相比，未再结晶区轧制相变后的铁素体直径小,且随晶界面积的增加晶粒直径的减小率也大.有人认为，在奥氏体向铁素体相变的初期，相变速度可用Ns×Sy表示，这里Ns是晶界单位面积的形核率,Sy是有效晶界面积。

高温区再结晶轧制时晶粒细化作用仅仅是增减了Sy;而在未再结晶区轧制时却使Ns和Sy都得到了增加.两种轧制方式的这一区别由图2中反映出来，对同一数量的晶界面积，未再结晶区轧制时比再结晶区轧制时转变后的铁素体要小得多。

从以上讨论可以下几点结论：
1. 在这个阶段即未再结晶区轧制是控制轧制的重要阶段，也是控制轧制的重要特征.
2. 在第二阶段轧制后奥氏体晶粒被拉长的同时产生了变形带和大量位错。

当发
生奥氏体想铁素体转变时，晶界及变形带就成为形核地点。

与再结晶相比，有效结晶面积及单位有效晶界面积的形核率都增加，转变后得到细小扥铁素体，并且随变形量的加大转变后的铁素体数量增加，珠光体的数量减少。

图3.1 0。

03％Nb钢中有效晶界面积和铁素体晶粒之间的关系［7]
实心—再结晶区轧制；空心-非再结晶区轧制
3. 在未再结晶区中的变形量有累积作用,因此在未再结晶区内多道次的变形就可
以再奥氏体向铁素体转变后获得细小的铁素体晶粒，其细化程度可达11~12级.但如在未再结晶区变形量不足,如压下率在20%以下,特别是在10%以下，变形带密度小，变形带分均时,含变形带的奥氏体晶粒与不含变形带的奥氏体晶粒在奥氏体向铁素体转变时,铁素体的形核率密度就不同，容易形成混晶组织。

因此，在未再结晶区轧制时，必须给予大的变形量或多道次轧制。

在奥氏体未再结晶区轧制时，细化铁素体晶粒也是有限的，在一定压下率时达到饱和，更大的压下率只能细化残留的粗晶粒,约在60％的压下率时趋于极限值。

一般转变后晶粒直径最小可达5μm左右，大大小于再结晶区轧制后铁素体晶粒直径的极限值。

4。

在普碳钢中，由于奥氏体未再结晶区域(温度范围窄)，因此要实现在未在结晶区中多道次轧制以保证必要的变形量是困难的.微合金化元素铌、钒、钛等，特别是铌的加入，对钢的奥氏体再结晶起抑制作用，使奥氏体的再结晶温度提高，扩大奥氏体未再结晶区的温度范围，有利于实现未再结晶区的轧制。

因此微合金化在控制轧制中占重要作用。

5. 与第一阶段相比,第二阶段终轧后的材料强度提高了，脆性温度降低了。

3.3 第三阶段:在(奥氏体+铁素体)两相区轧制
在奥氏体再结晶区轧制及未再结晶区轧制都是以细化铁素体晶粒为目的的,而目前控制轧制发展到在奥氏体及铁素体两相区中进行轧制，这成为控制轧制的第三阶段。

有关其变形过程、组织特点在前面已经讲过，在这里只是强调几点: 1. 两相区轧制不仅对未再结晶奥氏体继续进行加工，而且对铁素体进行加工,产
生了加工硬化、析出强化和亚结构,因此可以获得很高的强度；
2. 两相区轧制产生了织构,使钢板在厚度方向强度降低；
3。

形变诱起的析出物的产生使得轧制方向上吸收能降低，但脆性转化温度也降低;
4。

两相区所采用的工艺制度对性能有很大的影响，在两相区中变形温度高低及变形量大小的不同,其所得到性能不同。

提高双相区的变形量，韧性就显著提高，这是应为组织上亚晶发达。

但对强度的提高则不同,只有压下量10～20%
时屈服强度急剧增高。

继续增加压下量时，强度变化不大。

但温度越低，则压强越高。

综上所述,在三个阶段中，轧制时发生的组织和物理性能的变化如图3所示[3]，实际控制轧制工艺师这三个阶段的合理组合.从生产经验得出，在1000~700℃之间,终轧温度每降低100℃，铁素体晶粒直径变小3～4μm,并能对力学性能产生相应效果。

在获得细小的奥氏体晶粒后，如果通过加速冷却能使γ→α转变向着低温方向移动的话哪么这种较低的转变温度就能提高晶核形核几率并能降低晶界运动性能，从而使铁素体晶粒尺寸减小。

除了采用快速冷却方法外，一定合金元素如钼、锰或溶解的微量元素也可以使转变点降低，导致晶粒进一步细化。

图3.2钢的显微组织及控制工艺对钢的屈服极限和脆化转变温度的影响
注:1—铁素体-珠光体；2—控制轧制的铁素体—朱光体；3-贝氏体;4—控制轧制贝氏体;5-调质回火贝氏体。

为了充分发挥铁素体晶粒细化的实际效果,钢材含碳量必须很低，因此随着含碳量的提高，细化铁素体的晶粒的效果就会减小，而珠光体量的增多却会恶化材料的低温韧性。

因此，采用控制轧制工艺时，钢的含碳量最高为0。

15％,多数钢的含碳量低于0。

1％，这类钢为少珠光体或无珠光体,但为了获得更高强度的钢材而采用的高温形变淬火工艺,它所得的组织是奥氏体的低温转变产物（马氏体）或中温转变产物（粒状贝氏体）,其含碳量当然会超过上述界限。

3.4 控制类型对轧后冷却相变的影响
将普碳钢以及添加铌、钒的低碳微合金钢轧制工艺类型与轧后冷却相变之间的关系加以整理如图4所示［3]。

图3.3控轧工艺与控冷过程铁素体相变的关系
ⅠA型：热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶，并且在相变前的γ晶粒粗于NO.5级，这样在轧后冷却过程中就容易相变成为魏氏铁素体和少量珠光体.
钢中加入微量铌时，形成魏氏组织倾向最为强烈，其次是普碳钢，含钒
微合金钢形成魏氏组织倾向较弱.ⅠA型代表了普通热轧后钢的冷却相变
过程。

ⅠB型：热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶，但是在相变前的γ晶粒细于NO.6级,这时γ→α相变主要是在γ晶界上进行,可以获得具有等轴的铁素体加
少量珠光体的均匀组织[4］。

相变前的γ晶粒越细，相变后的铁素体组织
也越细，ⅠB型代表了再结晶控制轧制后钢的冷却相变过程。

Ⅱ型:热轧温度一直延续到γ未再结晶区域，轧制变形后的奥氏体不再发生再结
晶，这时γ→α相变在γ晶界及晶内同时进行,形核速度大幅度增大，相变后的α晶粒均匀而细小。

这种相变不会发生魏氏组织和上贝氏体组织，Ⅱ型代表了未再结晶控轧后钢的冷却相变过程。

过度型：热轧温度处在奥氏体部分再结晶区域时，轧制变形后的奥氏体将发生部分再结晶，这时γ→α相变将介于Ⅰ和型Ⅱ型之间，其中一部分再结晶γ晶粒按ⅠB型相变成细小的铁素体加珠光体组织，另一部分未再结晶γ晶粒可能相变成魏氏组织。

按照上述分类,热轧低碳钢轧后冷却过程中α晶粒细化程度的顺序将是:Ⅱ型＞ⅠB型＞过度型＞ⅠA型
4 控制冷却
控轧技术发展的初期，冶金工作者的主要着眼点是多道次热轧变形和轧后奥氏体的静态再结晶来细化晶粒［5,6］。

随着钢中加入了铌、钒、钛等微量元素之后，人们逐渐重视了钢在奥氏体未结晶区的轧制变形对奥氏体想铁素体或珠光体的转变，以及对细化铁素体和珠光体组织的影响效果［7,8］，从而开展了控制工艺对钢的轧后相变影响以及钢的轧后相变机理和控制冷却工艺的研究。

4。

1 控制冷却中低碳钢热轧材的奥氏体向铁素体的转变
调整控制轧制、控制冷却工艺参数得到尽可能小的室温组织是控制轧制、控制冷却工艺的主要目的。

热轧变形后的钢材在随后的冷却过程中，奥氏体要发生相变.通常，在相变时形成的新相得直径是由在单位体积内所形成新相得形核数目n 来决定的。

如果在新相之间还没有合并,并且生成的晶核都已长为晶粒的时候，新相直径D 可用下式表示［9]:
1/32()3D n
然而,奥氏体向铁素体（γ→α)的相变过程实际是新相得形核与核长大同时进行的过程，因此在相变过程中的形核只能是在尚未发生相变的区域内形核，图4.1是以模式图形式表示了两种情况下相变的进行状态。

其中图a 表示当形核速度低于核长大速度时，已经形成的晶核快速长大，而使其后面新相得形核区域迅速变小，最终使新相成为较粗大的晶粒；图b 表示形核速度大于核长大速度的状况，由于已经形成的晶核长大速度较慢，为其后面的形核可以提供充分的区域，使之形核数量增多，最后得到较细小的晶粒。

因此,在γ→α相变时实际的新相形核数目n 是由形核速度和核长大速度共同作用而决定的。

图4.1 相变过程的模式图
a—低形核速度和高核长大速度;
b—高形核速度和低核长大速度
4.2 钢材控制冷却的目的及控制冷却各阶段的作用
钢材轧后控制冷却的目的是为了改善钢材的组织形态，细化奥氏体组织；阻止或延迟碳化物在冷却过程中过早析出，使其在铁素体中弥散析出，提高强度。

同时减少珠光体团的尺寸,细化珠光体片层间距，改善钢材的综合力学性能。

轧后控制冷却可以减少钢材表面的氧化铁皮生成量，防止钢材在冷却过程中由于冷却不均而产生不均匀变形，造成钢材的扭曲或弯曲。

如果冷床的能力不足,通过轧后控制冷却，降低钢材进入冷床的钢温，可以部分或全部解决冷床能力不足的问题。

对于不同德钢种和钢材种类，控制冷却的目的是不同的，有时几个同时兼有。

控制冷却过程中各阶段的作用和控制原理是完全不同的.
控制轧制钢材轧后控制冷却一般分为三个阶段，即一般所说的一次冷却、二次冷却及空冷三个阶段。

由于三个阶段的冷却目的和要求不同,采取的控制冷却工艺也完全不同。

如果只注意一次冷却而忽视二次冷却的控制,则其效果不一定达到要求。

4.2.1 一次冷却—轧后控制冷却的第一阶段
一次冷却是指从终轧开始到变形奥氏体向鉄素体或渗碳体开始转变的温度范围内控制其开始快冷温度、冷却速度和控冷（快冷)终止温度。

在这段温度中采用快速冷却的目的是控制变形奥氏体的组织状态,阻止晶粒长大或碳化物过早析出形成网状碳化物，固定由于变形引起的位错，增加相变过冷度,为变形奥氏体向铁素体或渗碳体或珠光体的转变做组织上的准备。

相变前的组织状态直接影响相变机制、相变产物的形态、粗细大小和钢材性能。

经验表明，一次冷却的开。