管线钢知识

管线钢知识
石油和天然气的需求迅速增长，2011-2015年世界范围内管道建设的工程投资每年近400亿美元。

西气东输二线管道以高强度X80为管材，管径1219mm，压力12MPa，主干线全长4895km。

2010年底的统计资料显示，我国已建立原油管道1.9*104km，天然气管道3.3*104km，成品油管道1.6*104km，油气管道总里程已达6.8*104km，2020年有望达到20*104km。

同时，与我国的能源需求和先进国家的管道水平相比，我国管道建设还有巨大的需求和潜力。

一、管道工程面临的挑战与管线钢发展方向
●管道的大管径、高压输送与高强度管线钢
由建立在流体力学基础上的设计计算可知，原油管道单位时间输送量与输送压力梯度的平方根成正比，与略大于管道直径的平方成正比。

加大管道直径，提高管道工作压力是提高管道输送量的有力措施和油气管道的基本发展方向。

目前认为，输油管道合适的最大管径为1220mm，输气管道合适的最大管径为1420mm。

在输送压力方面，提高压力的追求仍无止境。

20世纪50-60年代的最高输送压力为6.3MPa（X52），70-80年代的最高输送压力为10MPa（X60-65），90年代后的最高输送压力达14MPa（X70-80）。

近年来，国外一些新建天然气管道压力一般为10-15MPa，一些管道压力已超过20MPa（X100-X120)。

由管道设计准则可知，管道工程的大口径、高压输送这一目标可以通过增加钢管壁厚和钢管强度来实现。

然而，提高管线钢的强度才是一种理想的选择。

这是因为高强度管线钢的采用不仅可减少钢管壁厚和重量，节约钢材成本，而且由于钢管管径和壁厚的减少，可以产生许多连带的经济效益。

据统计，在大口径管道工程中，25%-40%的工程成本与材料有关。

一般认为，管线钢每提高一个级别，可使管道造价成本降低5%-15%。

●管道的低温环境与高韧性管线钢
随着管道工程的发展，对管线钢韧性的技术要求日益提高，韧性已成为管线钢最重要的性能指标。

为获取高韧性管线钢，可通过多种韧化机制和韧化方法，其中低碳或超低碳、纯净或超纯净、均匀或超均匀、细晶粒或超细晶粒以及针状铁素体为代表的组织形态是高韧性管线钢最重要的特征。

超纯净管线钢：S≤0.0005%、P≤0.002%、N≤0.002%、O≤0.001%和H≤0.0001%；
超细晶粒管线钢：通过严格控制控轧、控冷条件，目前可获得这种有效晶粒
大都在尺寸达到1-2um,因而赋予了管线钢优良的韧性。

现代管线钢的A
kv
可高达200-300J以上，50%FATT可达-45℃以下。

经过精心控制的管线钢，其A
kv
400-500J以上，DWTT的85%FATT可降至-60℃以下。

●管道的大位移环境与大变形管线钢
所谓大变形管线钢是一种适应大位移服役环境的，在拉伸、压缩和弯曲载荷下具有较高极限应变能力和延性断裂抗力的管道材料。

这种管线钢既可满足管道高压、大流量输送的强度要求和满足防止裂纹起裂和止裂的韧性要求，同时又具有防止管道因大变形而引起的屈曲、失稳和延性断裂的极限变形能力，因此大变形管线钢是管道工程发展的迫切需要，也是传统油、气输送管道材料的一种重要补充和发展。

大变形管线钢的主要性能特征是在保证高强韧性的同时，具有低的屈强比
（σ
s /σ
b
＜0.8），高的均匀伸长率（如δ
u
＞8%）和高的形变强化指数（n＞0.15）。

大变形管线钢的主要组织特征是双相组织。

双相大变形管线钢不同于传统的管线钢，也不同于一般意义上的双相钢。

它通过低碳、超低碳的多元微合金设计和特定的控制轧制和加速冷却技术，在较大的厚度范围内分别获得B-F和B-M/A等不同类型的双相组织。

（1）适度的加速冷却方法：在管线钢TMCP的加速冷却过程中，通过适度的冷却速率的加速冷却方法，以获取B-F双相组织。

（2）临界区加速冷却方法：通过始冷温度位于（A
r3-A
r1
)临界区的加速冷却方法，
以获取B-F双相组织。

（3）延迟加速冷却方法：通过始冷温度位于（A
r1-B
s
）温度区间的加速冷却方法，
以获取B-F双相组织。

（4）在线分配法：通过在线分配法以获取B-M/A双相组织。

●管道的深海环境与海底管道的厚壁化
迄今为止，海底管道的最高钢级为X70，已用于北海油田。

世界上最大水深管道式美国墨西哥东部湾的独立输气管道（ITP），其管径610mm，壁厚34.3mm，材料X65，最大的工作压力25MPa，总长222km，水深2454m。

海底管线成分设计的主要特点是：
（1）低的含碳量；（2）低的碳当量；（3）低的S、P含量；
海底管线钢在性能和其他方面的主要特点有：
（1）高的形变强化指数和均匀伸长率；（2）低的屈强比；（3）优良的纵向拉伸力学性能；（4）低的铸坯中心偏析，良好的厚度方向的均匀性，低的断口分离和层状撕裂的几率；（5）严格的尺寸偏差和精度控制；（6）由于在沈水管道的敷设过程中需要偏离预定位置焊接，低至4kJ/cm的热输入广泛应用于GMAW工艺。

因此需要在低热输入下良好的焊接性。

●管道的腐蚀环境与耐腐蚀管线钢：
基本要求：（1）含碳量小于0.06%；（2）硬度小于22HRC或250HV；（3）含硫量小于0.002%；（4）通过钢水钙处理，以改善夹杂物形态；（5）通过减少C、P、Mn，以防止偏析和减少偏析区硬度；（6）通过对Mn、P偏析的控制，以避免带状组织；
●管道在恶劣环境下的焊接与易焊管线钢
（1）裂纹管线钢：现代管线钢通常采用0.1%或更低碳当量，甚至保持在
0.01%-0.04%的超低碳水平。

目前国外管线钢通常要求CE
ⅡW
小于0.40%或CEpcm
小于0.20%，用于高寒地区的管线钢则要求CE
ⅡW
小于0.32%或CEpcm小于0.12%以下。

（2）焊接无脆化或无软化管线钢
采用高的焊接热输入可提高焊接的生产效率，但对焊接热影响区的性能会产生重要影响。

高的焊接热输入一方面促使晶粒长大，另一方面使焊接冷却速度降低，从而导致相变温度升高形成不良组织，引起焊接热影响区的局部催化或软化。

管道特征管线钢要求关键技术当代水平
高压输送高强度微合金化和多元合金化，
低的终轧温度和高的冷却
速度
X80、X100、X120
低温高韧性低碳或超低碳，纯净或超
纯净，均匀或超均匀，细
晶或超细晶
A kv≥200-300J
FATT≤-45℃
大位移大变形性
B-F双相组织的获取；
B-M/A双相组织的获取；
n＞0.15, δu＞
8%,σs/σb＜0.8
深海厚壁化低含碳量，低S、P含量，
低的断口分离和层状撕裂
X70(X80在开发中）
t≥40mm
酸性油气抗硫化氢应力开裂、
抗氢致开裂
低含碳量、低S、P量，夹
杂物、偏析和带状组织的
控制；
X70(X80在开发中）
＜22HRC，S＜0.002%
在恶劣环境下的焊
接焊接无裂纹、焊接无
脆化或无软化
低碳当量；
微合金化和多元合金化；
CEⅡW＜0.32%，
CEpcm＜0.12%
二、管线钢的冶金
2.1管线钢发展
2.2管线钢合金化
合金设计的基本特征：
（1）低碳或超低碳——由于管线钢以低碳或超低碳为特征，不但改善了焊接性和成形性，而且在其非平衡的冷却相变组织中通常不含有渗碳体，因而具有高韧性。

（2）增加锰含量——减少钢中碳含量使屈服强度下降可以通过其他强化机制的应用予以补偿，最常用的就是以Mn代碳。

Mn的加入引起固溶强化，还能降低钢的γ—α相变温度，而γ—α相变温度的降低对α的晶粒尺寸具有细化作用。

(3)微合金化——在管线钢中，主要是指Nb、V、Ti等强烈碳化物形成元素。

微合金元素在管线钢中的主要作用表现在：
A.阻止奥氏体晶粒的长大—在控轧再热过程中，未溶微合金元素Nb、V、Ti的碳、氮化物将通过质点钉扎晶界的机制而明显阻止奥氏体晶粒的粗化过程。

B.延迟奥氏体的再结晶—在钢板的控轧过程中，通过固溶微合金元素Nb、V、Ti 的溶质原子拖曳和应变诱导沉淀析出的微合金碳、氮化物质点对晶界和亚晶界的钉扎作用，可显著阻止形变奥氏体的再结晶，从而通过由未再结晶奥氏体发生的相变而获得细小的相变组织。

C.延迟γ—α的相变过程—在高温形变后的冷却过程中，微合金元素Nb、V、Ti在晶界偏聚会阻碍新相形成，从而降低而γ—α相变温度，抑制多边形铁素体相变，促进针状铁素体形成。

D.沉淀析出强化—在轧制及轧后的连续冷却过程中，通过正确的控制微合金碳、氮化物的沉淀析出过程可达到沉淀强化的目的。

微合金碳、氮化物可在热轧过程中从奥氏体中析出，或在相变过程中在相界析出，或在最终冷却过程中从饱和铁素体中析出。

E.多元合金化—Mo合金化是管线钢多元合金化的一个典型。

Mo能降低过冷奥氏体的相变温度，抑制多边形铁素体的形成，促进针状铁素体转变。

工业实践表明，含Mo管线钢在轧后5-7℃/s较低的冷却速度下即可形成针状铁素体，对厚度为12-16mm的Mo合金化钢板，在空冷条件下便可获得针状铁素体组织。

合金设计的研究进展：
（1）以超高强度为目标的硼合金设计——为达到超高强度管线钢强韧性目标，X120管线钢在成分设计上选择了C-Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B的最佳组合。

这种合金化设计思想充分利用了B在相变动力学上的重要特征。

B的原子尺寸较小，由于尺寸效应，B作为表面活性元素吸附在奥氏体晶界上。

B原子在晶界的偏聚，降低了境界能，阻碍新相在晶界上形核，延缓γ—α转变。

含B管线钢的技术难点是在冶炼上必须精确控制B含量。

B含量低于0.0005%时，提高淬透性作用甚微，高于0.003%时，则会产生B相沿晶界析出，产生热脆现象。

（2）以高温轧制工艺技术为依托的高Nb合金设计——随着管线钢冶炼技术的进步，钢中含碳量逐渐降低。

由于钢中含碳量的降低，提高了Nb在奥氏体中的溶度积，可允许添加较高含量的Nb。

当奥氏体中固溶Nb含量增加时，奥氏体再结
+80℃，比常规高晶温度显著提高，因而可采用较高的轧制温度（终轧温度为A
r3
100℃）来生产满足现代油、气管道所需要的高强韧钢板。

这种方法被称之为“高温工艺技术”，或简称为“HTP”技术。

一般认为，HTP管线钢中C和Nb的质量分数是0.03%-0.04%和0.08%-0.11%。

A.可采用较高的轧制温度，提高轧制效率—当Nb含量从0.04%增加到0.08%时，
通过对再结晶形核率和晶界迁移率的影响，50%再结晶时间从10s增加到200s。

因此，高Nb合金化技术可采用较高的轧制温度，从而可缓解传统合金化技术对轧机的苛刻要求，提高轧制效率。

B.以Nb代替Mo，降低合金化成本—Nb有较好的的延迟γ—α相变过程的作用。

通过高Nb合金化设计，在非Mo合金化条件下，可获得针状铁素体组织。

由于以Nb代替Mo，因而高Nb合金化技术的合金元素成本降低。

C.基于防止焊接热影响区脆化的微Ti合金设计—焊接热影响区是焊接钢管的薄弱环节。

通过合金化技术预防管线钢的焊接脆化，提高管线钢焊接热影响区的韧性，是管线钢合金化设计的一个重要发展方向。

2.3管线钢的冶炼
（1）铁水预处理
A.铁水脱硫——一次脱硫是用喷枪通过空气或氮将脱硫剂喷入铁水罐或鱼雷车中，可以把硫含量从0.05%降至0.02%以下。

早期的脱硫剂多为CaC
2
，出于对环
境保护的考虑，目前脱硫剂多采用CaO+CaF
2
或Mg+CaO粉剂等。

B.铁水脱磷和脱硅——铁水脱磷是在氧化条件下进行的，因此需要对铁水先脱硅
至0.15%-0.20%。

铁水脱磷的方法是向铁水罐或鱼雷车喷吹Fe
2O
3
-CaO-CaF
2
系脱
磷剂。

（2）转炉冶炼
目前在LD转炉中将顶吹和底部搅拌结合起来可以获得低碳和低磷含量的管线钢。

采用这种方法可使管线钢的碳含量达到0.02%-0.03%，磷含量降至0.005%或更低。

在LD转炉中进行铁水脱磷，不需要先进行脱硅。

在氧气转炉的冶炼过程中，通常不能进一步脱硫。

这是由于废钢、铁水渣、石灰中的硫会进入钢液中而引起回硫，回硫可达0.002%-0.005%以上。

（3）炉外精炼
炉外精炼主要涉及钢包精炼和真空处理。

其目的除了进行合金成分微调外，主要进行杂质元素、气体含量以及氧化物、硫化物形态的精确控制。

A.钢包脱硫——主要包括钢包炉内二次精炼脱硫和钢包喷粉处理。

20世纪70年代初日本研制的具有电弧加热、氩气搅拌功能的钢包精炼法（LF 法）可使硫含量降至0.001%以下。

钢包喷粉处理是二次脱硫的有效方法。

通过向钢水内部喷吹CaO-CaF
2-Al
2
O
3
、CaSi
等进行脱硫，可使硫含量降至0.001%以下。

主要有TN、KIP等方法。

B.钢包脱磷——依靠铁水脱磷预处理和氧气转炉冶炼脱磷，可将钢中磷含量降至
0.005%。

采用钢包脱磷处理，用氧作为载体通过喷枪将脱磷剂喷入钢包，可将磷脱除至0.003%以下。

C.真空脱气——钢水真空处理就是利用抽真空的方法以降低容器中的气体压力，达到去除钢中气体和非金属夹杂物的目的。

循环脱气法（RH法）通过真空处理时钢水的强烈循环运动，以及氩气或电磁搅拌技术，可加速脱氧过程。

（4）连铸
连铸通过连铸机将钢液连续的铸成钢坯，无须初轧工序。

连铸可提高热轧成材率10%，降低成本8%，而且生产率高，易于进行生产连续化和半自动化的控制。

近年来，连铸的一个重要进展是轻压下技术的应用。

该技术通过在凝固的最后阶段对连铸坯施加0.8-1.5mm/m的压力变形，从而达到减少连铸坯中心偏析的目的。

2.4管线钢的控制轧制和控制冷却
控制轧制和控制冷却技术（TMCP，Thermo Mechanical Controlled Process）是20世纪60年代发展起来的热机械处理或形变热处理技术。

所谓控轧控冷，是一种定量的预定程序的控制热轧钢的形变温度、压下量、形变道次、形变间歇停留时间、终轧温度以及终轧后的冷却速率、终冷温度、卷取温度等参数的轧制工艺。

TMCP是以取得最佳的细化晶粒和组织状态，通过多种强韧化机制改善钢的性能为根本目标。

（1）控制轧制
控制轧制与普通轧制不同，其主要差别在于控轧不仅通过热加工使钢材达到所规定的形状和尺寸，而且通过钢材晶粒的细化和组织改善而获得良好的综合性能。

控轧实际上是高温形变热处理的一种派生形式。

控轧分为三个阶段：
A.奥氏体再结晶阶段（＞1000℃）在这一温度范围内，奥氏体变形和再结晶同时进行，因再结晶而获得的细小奥氏体晶粒将导致铁素体晶粒的细化。

B.奥氏体非再结晶阶段（950℃-A
r3
）在这一温度范围内，形变使奥氏体晶粒被拉长。

在伸长而未再结晶的奥氏体内形成高密度的形变孪晶和形变带，同时微合金碳、氮化物因应变诱导析出，因而增加了铁素体的形核位置，细化了铁素体晶粒。

C.（γ+α）两相区轧制阶段（A
r3-A
r1
）在这一温度范围内，奥氏体和铁素体均发
生变形，形成亚结构。

亚晶强化使强度进一步提高。

实践表明，非再结晶区变形突破了再结晶区所能达到的奥氏体晶粒尺寸极限，但在一定的变形量下，非再结晶的晶粒细化也会达到某一极限，这一极限只有通过两相区变形才能突破。

控制轧制的主要目的在于在相变过程中，通过控制热轧条件而在奥氏体基体中引入高密度的铁素体形核地点，包括奥氏体晶粒边界、由热变形而激发的孪晶界面和变形带，从而细化相变后钢的组织。

通过控轧，铁素体可细化到ASTM11-13级，即小于10um,以至达到4um，由此引起的强化作用约等于210-300MPa。

通过形变诱导铁素体相变等工艺的实施，可进一步使铁素体细化至1-2um。

控轧过程的主要参数是：再热温度、形变量、形变温度和终轧温度。

1、板坯再热温度——是控制轧制的重要参数之一。

控轧板坯的再热温度比普通热轧时板坯加热温度低50-100℃左右。

这是因为低温加热可使板坯在具有较细化的奥氏体晶粒的温度下进行热变形，从而使起始晶粒尺寸减小，并降低粗轧过程中的轧制温度。

这两种因素都会提高粗轧最后阶段的再结晶晶粒尺寸的细化程度和均匀性，因而可改善中厚管线钢的低温韧性和强度水平。

同时，降低板坯再热温度，还可缩短轧制过程中的待温时间，从而提高轧制生产能力。

2、形变量和形变温度——由于小于临界形变量的形变引起应变诱发晶界的迁移，从而导致粗晶粒的形成，所以在奥氏体再结晶区一般采用大的道次形变量，以增加奥氏体再结晶的数量，阻止应变诱发晶界的迁移，从而细化晶粒。

在奥氏体非再结晶区也应尽可能采用大的道次形变量，以增加形变带，为铁素体形核创造有利条件。

当形变量为65%时，可以获得高的屈服强度；形变量从21%增至65%，屈服强度可增加40MPa。

相对而言，形变温度的效果较小，温度从900℃降低到800℃，屈服强度仅增加20MPa。

一般经验表明，在奥氏体再结晶区每道次变形量为10%，总变形量为60%；在非再结晶区50%的总变形量有利于晶粒的细化。

3、终轧温度——终轧温度对管线钢的力学性能有重要影响。

降低终轧温度，引起晶粒细化，从而使屈服强度和韧脆转变能力改善。

然而随着终轧温度的降低，钢的变形抗力提高，轧机的轧制力和轧制力矩也随之增加。

（2）控制冷却
控制管线钢的一个近代发展是轧后的控制冷却。

管线钢控制轧制后引入加速冷却，使γ-α相变温度降低，过冷度增大，从而增加了α的形核率。

同时，由于冷却速度增加，阻止或延迟了碳、氮化物在冷却中过早析出，因而易于生成更加弥散的析出物。

进一步提高冷却速度，则可形成针状铁素体或贝氏体，进一步改善钢的强韧性。

管线钢轧制后的冷却方式：直接淬火、间断式直接淬火、连续加热冷却、间断式加速冷却、控制轧制。

管线钢的控制冷却通常采用间断式加速冷却和连续式加速冷却两种。

间断式加速冷却在轧制后喷水冷却至600-400℃后控冷；连续式加速冷却在轧制后将钢板控制喷水冷却至室温。

对一种含钛钢的研究结果表明，在600-300℃的温度范围内，随卷取温度的降低，板卷的抗拉强度和韧脆转变能力得到明显的改善。

其他研究也有近似结论，表明在输出辊道上加速冷却至Ms-500℃之间进行卷取，由于对脆性第二相沉淀的抑制以及细小铁素体或贝氏体的形成，有利于管线钢性能的提高。

国外主要钢铁生产厂家在X80和X100的生产过程中所采用的控轧、控冷工艺参
A.高的冷却速率和低的终冷温度——今年来，一种称为多功能间断冷却系统（MULPIC）的加速冷却装置在德国投入应用。

该冷却系统可提供每分钟
70-2500L/m2的水流变化，通过加速冷却（ACC）、强力加速冷却（HACC）、直接淬火（DQ）和直接淬火/自回火（DQST）等工艺技术，以实现对高的冷却速率和低的终冷温度的控制。

高的冷却速度和低的终冷温度的主要作用表现在：
a)通过高的冷却速率和低的终冷温度的实施，可使管线钢获得细小的针状铁素
体或贝氏体组织，从而达到高强韧的目的。

一般认为，大于10℃/s的冷却速率是大多数管线钢加速冷却技术中的典型工艺。

对于X80以上管线钢，典型的冷却速率通常为20-35℃/s，终冷温度可达300℃以下。

b)在加速冷却中较高的冷却速率不仅有利于通过相变强化获得高强度，而且有
利于通过细化相变的显微组织获得高韧性，因而可采用合金含量较低的材料达到高的强韧要求。

由于冷却速率的增加可降低管线钢的合金加入量，因而不仅降低了钢材的成本，还有利于钢材的冶金性能和焊接性能。

c)随着海洋管线和大变形管线的发展，对管线钢的厚壁提出了要求。

采用高的
冷却速率，可使厚钢板的离散性小，组织和力学性能均匀。

一般认为，大于
30℃/s的冷却速率对厚板的均匀性是有利的。

B.高温轧制技术——在管线钢中，钼合金化是一种成熟的合金化方法。

然而，采用钼合金化进行管线钢的生产，主要依靠低温轧制技术，因而对轧机性能要求相对较高，生产效率也受到影响。

由于管线钢中碳含量的降低，提高了铌在奥氏体中的溶度积，可允许添加较高的铌含量。

当奥氏体中固溶铌含量增加时，奥氏体再结晶温度显著提高，因而可采用较高的轧制温度来生产满足现代油、气管线需要的高强度钢板。

这种方法被称为“高温轧制技术”，简称HTP。

高温轧制和传统轧制的主要不同在于：传统轧制技术的终轧温度接近于钢中A
r3温度；HTP技术的终轧温度一般在（A
r3
+80℃)温度以上。

较高的铌含量可使奥氏体再结晶停止温度提高到980-1050℃，适合于在较高温度实现奥氏体的非再结晶的轧制。

因而HTP技术的采用可缓解传统轧制技术对轧机的苛刻要求，提高了轧制效率。

C.双相组织的控轧、控冷技术——大变形管线钢是近年来油、气管线钢的一个重要发展。

大变形管线钢的主要性能特点是在保证高强韧性能的同时具有低的屈强比、高的均匀伸长率和高的形变强化指数。

大变形管线钢的基本组织特征是双相组织。

这种双相组织可通过低碳、超低碳的多元微合金化设计和特定的控轧、控冷技术获得。

通常有贝氏体-铁素体（B-F）和贝氏体-马氏体/奥氏体（B-M/A）。

a)B-F双相组织：为获得B-F组织，加速冷却的开始温度（终冷温度）应低于
A r3。

当始冷温度高于A
r3
时，B的体积分数100%，为单相组织；当加速冷却
的始冷温度低于A
r3时，开始形成B-F双相组织。

控制始冷温度与A
r3
的差值，
可获得具有不同体积分数的B-F。

b)B-M/A双相组织：在线加热配分技术（HOP）获取B-M/A双相组织。

工艺过程
①在控轧控冷过程中，在贝氏体转变开始温度与终止温度之间停止加速冷
却，使部分未发生相变的过冷奥氏体保留②加速冷却后，应用在线装置进行在线配分处理。

在配分处理过程中，贝氏体的碳扩散配分至未转变的奥氏体，使碳在未转变的奥氏体中富集，促使未转变的奥氏体的稳定型提高。

③在线加热后控冷。

在控冷过程中，富碳过冷奥氏体大多不发生转变，少量转变为马氏体，形成细小均匀的M-A组元。

在线配分的最终组织为B-M/A组织。

M-A 的体积分数由材料的成分、加速冷却过程和在线加热条件决定。

D.超细晶粒的控轧、控冷技术——为获取超细晶粒，在传统的控轧、控冷技术的基础上，近年来开发出形变诱导铁素体相变(DIFT,Deformation Induced Ferrite Transformation）技术和弛豫-析出-控制相变（RPC，Relaxation Precipitation Controlling）技术。

a)DIFT：在传统的控轧、控冷技术中，通过再结晶区和非再结晶区的控轧和随
后的加速冷却，可使碳素钢和微合金钢的铁素体最小平均尺寸分别达到10um 和4-5um。

采用DIFT技术，可将碳素钢和微合金钢的铁素体尺寸分别细化至3um和小于1um。

传统传统TMCP和DIFT技术的主要区别是，在传统TMCP控轧中，γ-α相变发生在形变后的冷却过程中；而对于DIFT，γ-α相变主要发生在轧钢的形变过程中。

DIFT的原理认为，在轧制形变过程中，部分形变能成为相变推动力，使得开始出现α相的平衡相变点Ae3上升至Ad3（形变诱导铁素体相变上限温度）。

在精轧机组变形（接近Ae3）过程中，在Ar3-Ad3的奥氏体未再结晶区的较低温度范围内发生形变诱导铁素体相变。

由于形变铁素体相变发生于相变过程中，其形核及长大的规律不同于传统的控轧工艺，相对传统的γ-α相变有更细小的临界核心。

同时，由于形变诱导相变。