控轧控冷.docx

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控轧控冷

绪论

控轧、控冷的含义：

控轧—控制钢的加热温度、速度，开、终轧温度，轧制变形率和变形速率，使塑性变形和动态相变相结合，又称形变热处理。

控冷—控制轧后冷却速度，使其通过相变得到所需的组织和晶粒度，以及第二相粒子的析出。

控轧、空冷相结合可提高钢的强度和韧性。

1.控轧、控冷是挖掘钢的潜力，开发新产品的有利武器

2.控轧、控冷又叫形变热处理，不同于常规热处理，是形变和相变的有机结合，利用轧制余热在线热处理可节约能源，缩短工期，提高经济效益。

3.是连铸连轧柔性生产系统的组成部分。

控轧控冷是一个系统工程，涉及钢的成份控制，纯净度控制，铸造组织控制，温度控制，变形控制，相变控制，必须系列优化综合考虑。

控轧、控冷的理论基础是传热学、塑性加工力学、塑性加工金属学、流体力学。

第一章钢的强化和韧性

第一节钢的强化机制

固溶强化、位错强化、沉淀强化、（晶界强化、亚晶强化）、细晶强化、相变强化

钢的强化反映其内能的提高

金属塑性变形机理是位错运动，位错运动阻力越大σs越高。

金属断裂是由于裂纹源的扩展，金属内部越致密，原子结合强度越高σb越高。

1、固溶强化

铁和碳的相互作用表现为两方面：

1、形成固溶体；2、形成化合物

（1）固溶体：

就是固体溶液，是溶质原子溶入溶剂中所形成的晶体，保持溶剂元素的晶体结构。

（2）固溶体的分类：

置换固溶体和间隙固溶体

晶格扭曲，内能增加，强度增加。

运动的位错和异质原子相互作用使强度提高。

（给位错移动增加点状障碍物）

固溶强化的规律

（1）溶质元素溶解量增加，固溶体的强度也增加

例如：

对于无限固溶体，当溶质原子浓度为50%时强度最大；而对于有限固溶体，其强度随溶质元素溶解量增加而增大

（2）溶质元素在溶剂中的饱和溶解度愈小，其固溶强化效果愈好。

（3）形成间隙固溶体的溶质元素（如C、N、B等元素在Fe中）其强化作用大于形成置换固溶体（如Mn、Si、P等元素在Fe中）的溶质元素。

但对韧性、塑性的削弱也很显著，而置换式固溶强化却基本不削弱基体的韧性和塑性。

（4）溶质与基体的原子大小差别愈大，强化效果也愈显著。

由化学成份引起强度改变的计算式：

可见C对σb的作用比对σs的作用大，Mn对两者影响差不多，Si对σb的作用比σs大。

2、位错强化

滑移是塑性变形的主要方式，材料中位错密度对材料的强度的影响

加工硬化

塑性变形中晶粒破碎，晶格歪扭产生“亚结构”造成位错运动的线状障碍物，使内能提高而强化。

效果：

提高强度、降低塑韧性。

3、沉淀强化（第二相硬质点强化）

在普通低合金钢中经常加入微量Nb、V、Ti，这些元素可以形成碳的化合物、氮的化合物或碳氮化合物，在轧制中或轧后冷却时它们可以析出，起到第二相沉淀强化作用。

例如加热到1250℃的Nb钢，沉淀强化的作用平均每0.01％Nb可提高屈服强度19.6MPa。

第二相粒子弥散析出（纳米级）可起到结晶核心和阻碍位错运动的作用（体积障碍物），而使强度提高。

沉淀强化机制

在外力作用下，运动位错遇到第二相硬质点时的运动方式有两种，

（1）对提高强度有积极作用的绕过过程；

（2）对提高强度作用较小的切割/剪切过程。

它们都会增加位错运动阻力，可以提高材料的强度。

第二相粒子形态的影响

第二相粒子越多，粒度越小，作用就越大。

沉淀相的部位、形状对强度都有影响。

其一般规律是：

沉淀颗粒分布在整个基体上比晶界沉淀的效果好；颗粒形状球状和片状相比，球状有利于强化。

4、晶界强化

和单晶体的塑性变形不同，多晶体晶粒中的位错滑移除了要克服晶格阻力、滑移面上杂质原子对位错的阻力而外（这两点是和单晶体相同的），还要克服晶界的阻力。

晶粒愈小，晶界就相对愈多，晶界阻力也愈大，因而使材料的屈服强度提高。

境界是位错运动的面障碍物

Cu-4Ti合金中位错被堵塞在晶界附近

Hall-Petch公式

根据位错理论计算可得到屈服强度与晶粒尺寸的关系为：

Hall-Petch公式

式中σi是常数，大体相当于单晶体时的屈服强度。

K1它是表征晶界对强度影响程度的常数，它和晶界结构有关，而和温度关系不大。

晶粒细小，屈服应力就高，材料因此得到强化，即细晶强化。

细晶强化的不同影响

1、晶粒细化也能提高抗拉强度，不过要比对屈服强度的影响小。

屈强比将随着晶粒尺寸的减小而提高。

故对有屈强比要求的钢，晶粒不等过于细化。

2、与细化晶粒有关的提高钢强度的方法中，钢中含碳量愈低其强化效果愈大；相反在组织中珠光体愈多在微合金化或控制轧制制度下所得到的细化晶粒效果也就愈差。

5、亚晶强化

低温加工的材料因动态、静态回复形成亚晶，亚晶的数量、大小与变形温度、变形量有关。

亚晶强化的原因是位错密度增高。

亚晶本身是位错墙，亚晶细小位错密度也高。

另外有些亚晶间的位向差稍大，也如同晶界一样阻止位错运动。

晶界强化和亚晶强化统称细晶强化。

如果能把晶粒度由6级细化到11级，强度的潜力起码有100MPa可挖。

钢铁生产中晶粒尺寸的控制

1.铸造组织及其遗传性，压缩比及其作用。

2.热轧条件下的反复加工硬化和再结晶的作用

3.钢种C、N化物析出钉扎境界，阻止A晶粒长大的作用。

4.冷却过程中过冷度控制新相形核率和长大速度的作用。

6、相变强化

通过控制相变时的过冷度，改变新形成相的浓度、分散度及形态，改变其内能，相变强化的控制依据是CCT曲线。

相变强化在控制轧制和控制冷却过程中主要是指马氏体强化（及下贝氏体强化），它是钢铁材料强化的重要途径。

马氏体强化机制

马氏体点阵为碳所固溶强化

•马氏体是碳在a-Fe中的过饱和固溶体。

•当奥氏体转变成马氏体时，碳原子的数量由不饱和变成过饱和，点阵由面心立方变为体心立方，体积膨胀，引起晶格畸变，在晶体内部形成了巨大的应力场。

碳含量愈多，应力场也就愈大。

这个应力场将和晶格体内存在的位错发生强烈的交互作用，阻碍位错的运动，从而起到强化作用。

•同时晶格畸变是切变过程,切变使位错增加,也使内应力增加，强度增加。

马氏体的形态

马氏体有两种基本形态：

板条马氏体和片状马氏体。

W（C）≤0.20%时：

基本上形成板条状马氏体（也称低碳马氏体），板条马氏体内有高密度的位错缠结的亚结构，又称为位错马氏体。

回火对马氏体的影响

•淬火后的回火可减少淬火应力，稳定组织，提高塑性和韧性。

•回火温度对马氏体的影响：

室温-250℃，马氏体中过饱和的C原子析出，形成碳化物Fe3C，得到回火马氏体。

230-280℃，马氏体继续分解，同时残余奥氏体转变为过饱和固溶体和碳化物，得到回火马氏体。

260-360℃，马氏体继续分解，碳原子继续析出，使过饱和α固溶体转变为铁素体，回火马氏体中的Fe3C转变为稳定的粒状渗碳体得到铁素体和极细渗碳体的混合物—回火屈氏体。

400℃以上，碳化物聚集长大，得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物—回火索氏体。

小结

在控制轧制中主要利用的强化手段是固溶强化、沉淀强化、晶界强化、亚晶强化和位错强化。

这些因素对钢的强度影响也可以用Hall-Petch形式表示成：

式中σ0为铁素体的屈服强度；△σm为固溶强化的作用；△σt为沉淀强化的作用；△σv为位错强化的作用；D为晶粒直径；K1为晶粒尺寸系数。

式中括号内的数值等于单晶体的屈服强度σi。

在控制轧制中，不同的工艺制度下利用一种或几种强化机制。

第二节材料的韧性

韧性的定义及表示

•韧性（又名韧度）是材料塑性变形和断裂全过程中吸收能量的能力，它是强度和塑性的综合表现。

•可以用材料在塑性变形和断裂全过程中吸收能量的多少来表示韧性的高低。

•通常使用缺口冲击韧性AK（J）或αK（J/cm2）作为韧性指标。

•金属的韧性随加载速度的提高、温度的降低、应力集中程度的加剧而下降。

•一般说来，强度和塑性指标往往是矛盾的，即强度增加，塑性降低。

负荷的方式不同，韧性值也不同。

例如用光滑试样单向拉伸时的应力一应变曲线下的面积表示单位体积材料在变形和断裂全过程中所吸收的能量（UOT=面积OACD或=面积OA¹C¹D¹）来表示韧性，称为静力韧度。

韧性-脆性转化温度Tk（℃）通常是根据冲击功、断口形貌特征、变形特征与温度的关系得到。

其方法有：

（1）选取一定的冲击功所对应的温度为Tk；

（2）若用夏比V形缺口试样，则对冲击功为20.34J的Tk用V15TT表示；

（3）用断口面积上出现50％结晶状断口时的温度为Tk，以50％FATT表示；

（4）以冲击功曲线开始上升的温度来定义Tk，为零塑性转变温度，用NDT表示。

显然，Tk因选用标准不同而异，这是使用时要注意的。

提高钢材韧性的途径

断裂韧性是材料的一种性能，如与强度一样，它也取决于材料的组织结构。

材料中缺陷越多，应力集中越大，韧性就越差。

（1）成分控制

一般的说，加入基体（铁）的合金元素对基体形成间隙式固溶强化或置换式固溶强化有明显的效果。

但同时合金含量的增加造成了基体内缺陷的增加，从而降低了材料的塑性和韧性。

此外现已知少量的V、Nb、Ti、Al、Zr元素由于能够细化晶粒，因而成为既能提高强度又能提高韧性的重要控制元素。

成分控制

钢中的S、P是不可避免的元素。

这两个元素对断裂韧性是有害的。

碳是钢中最重要的成分，碳量增加钢中珠光体量增加。

会使50％FATT上升，因此在生产中为提高材料的韧性往往采用在该钢种允许的成分范围降低碳含量，由此产生的强度下降则由增加成分中锰含量来弥补。

Bucher公式（适用于C-Mn-Si钢）

Nf：

自由含N量；P：

珠光体百分数；d：

晶粒尺寸

气体夹杂的影响

（2）气体和夹杂物控制

钢中的气体主要是氢、氧、氮，夹杂物主要是氧化物和硫化物。

氢和氮主要以溶解状态存在，而氧主要以化合物状态存在。

它们对韧性均产生不利影响，要尽量去除（真空冶炼，保护浇铸）和夹杂物变性（球化）。

加工工艺的影响

（3）压力加工工艺的控制

钢材热加工变形时的形变再结晶以及变形后的冷却都会影响到铁素体晶粒的大小。

加工工艺．包括加工后的冷却工艺，和材料的成分一起还影响材料的相变产物的种类、形貌、数量等组织结构特征，从而影响材料的韧性。

（4）固溶强化的影响

间隙式固溶强化造成晶格的强烈畸变，因而对提高强度十分有效，但同时又由于间隙原子在铁素体晶格中造成的畸变是不对称的，所以随着间隙原子浓度的增加塑性和韧性明显降低。

置换式溶质原子造成的晶格畸变比较小，而且畸变大都是球面对称的，因此置换式溶质原子的强化作用要比间隙式溶质原子小得多，但对韧性的削弱不明显，或基本上不削弱基体的塑性和韧性。

（5）位错强化的影响

在冷加工变形中，位错增加使材料强度提高，但晶粒破碎使晶内缺陷增多，又使材料韧性恶化，冲击韧性、脆性转化温度都随冷变形量的增加而受到不利的影响。

（6）沉淀强化的影响

在用控制轧制技术生产的微合金化钢中，Nb、V、Ti等的微合金元素的碳氮化物析出质点，相当于裂纹源，会使韧性下降，但碳氮化物在起到沉淀析出强化作用的同时还能细化晶粒，而后者能使强度和韧性都得到改善。

（7）晶界强化的影响

晶界是位错运动的障碍，细化晶粒可使材料的屈服强度提高。

晶界可把塑性变形限定在一定的范围内，使变形均匀化，晶粒细化可以提高材料的塑性；晶界又是裂纹扩展的阻力，所以细化晶粒还可以改善材料的韧性。

晶粒愈细，裂纹扩展临界应力以愈大，材料的韧性愈高。

由此可见，只有晶界强化机理才能既使材料强化又使材料的韧塑性得到提高，所以细化晶粒就成为控制轧制工艺的基本目标。

（8）相变强化的影响

马氏体的形成使材料的强度有很大的提高，但是在通常的情况下材料的淬火状态造成了很高的内应力及晶格畸变，使韧性大大下降。

回火处理可不同程度的消除内应力而恢复部分韧性。

材料韧性控制规律

1.细化奥氏体晶粒，从而可细化转变产物．对提高韧性是有益的。

2.一般的说，转变温度愈低则回火后的韧性愈高，因而对淬火一回火钢材要求有足够的淬透性。

3.先共析铁素体对韧性是不利的，而针状的危害性又大于等轴的。

调整成分和工艺，细化针状铁素体可以改善韧性。

4.珠光体片是应力和应变的集中点，有利于解理和韧断的形成及伸展，应该设法避免。

5.孪生马氏体的韧性低于板条状马氏体，调整奥氏体成分和加工工艺可以改变马氏体的形貌。

6.无碳贝氏体、上贝氏体对韧性不利，下贝氏体的韧性高于孪生马氏体而低于板条状马氏体。

7.成分不同的合金结构钢，由于其奥氏体特性不同，转变产物也不一样，这对铁素体的韧性和碳化物的形貌和分布有影响。

第二章钢的奥氏体形变与再结晶

第三章

形变金属与合金在退火过程中的变化

金属塑性变形后组织结构和性能均发生了很大的变化。

金属的这种组织在热力学上处于不稳定的亚稳状态，如果处于高温下，变形金属就能由亚稳状态向稳定状态转化，从而会引起一系列的组织结构和性能的变化。

这一变化过程可表现为三个阶段：

回复，再结晶，晶粒长大

温度越高，原子动能越大，克服畸变能的能力也越大。

可将钢的高温变形区分为：

奥氏体再结晶区，奥氏体未再结晶区和双相变形区。

第一节动态回复和动态再结晶

动态回复：

在塑性变形过程中发生的回复。

动态再结晶：

在塑性变形过程中发生的再结晶。

动态再结晶

真应力-真应变曲线：

I：

加工硬化阶段

II：

动态再结晶的初始阶段

III:

稳态流变状态

发生动态再结晶所必需的最低变形量称为动态再结晶的临界变形量，以εc表示。

εc几乎与真应力-真应变曲线上应力峰值所对应的应变量εp相等，精确地讲εc≈0.83εp，εp的大小与钢的奥氏体成分和变形条件（变形温度、变形速度）有关。

曲线的最大应力值σp（或恒应变应力值σs）、形变速度、变形温度T之间符合以下关系

式中A为常数；n为应力指数；Q为变形活化能；R为气体常数；T为绝对温度。

动态再结晶是在热变形过程中发展的，即在动态再结晶形核长大的同时持续进行变形的。

这样由再结晶形成的新晶粒又发生了变形，产生了加工硬化，富集了新的位错，并且开始了新的软化过程。

第二节

热变形间隙时间内钢的奥氏体再结晶行为

静态恢复和再结晶

静态回复和静态再结晶

热加工的间隙时间里（如轧制道次之间）或加工后在奥氏体区的缓冷过程中将继续发生变化，力图消除加工硬化组织，使金属组织结构达到稳定状态。

这种变化仍然是回复、再结晶过程，但是它们不是发生在热加工过程中，所以叫做静态回复和静态再结晶。

变形量与三种静态软化类型的关系

Ⅰ区表示静态回复软化

Ⅱ区表示亚动态再结晶软化

Ⅲ区表示静态再结晶软化

阴影区ABCD是“禁止带”，表示在小于εs的变形量下变形，在变形的间隔时间里只发生静态回复，局部地区由于形变引起晶界迁移而产生粗大晶粒，这是不希望发生的。

保温中奥氏体晶粒的长大

奥氏体再结晶完成后在高温下继续停留，晶粒将会长大。

这时奥氏体晶粒长大的驱动力不是畸变能，而是由小晶粒长大成大晶粒可以减小晶界面积，从而减少总的晶界能（驱动力是晶粒长大前后总的晶界能差）。

第三节奥氏体未再结晶区的变形

v由于温度低，原子动能不是以克服塑性变形畸变能而不产生奥氏体的再结晶（只有回复）。

v随着变形能量的加大，奥氏体晶粒被拉长。

v晶内出现变形带和亚结构。

v在奥氏体未再结晶区轧制（950℃）以下道次变形量愈小，愈容易长生大晶粒（晶界迁移，引起混晶），且在以后难以消除

v奥氏体未再结晶区道次变形率愈大的晶粒，破碎拉长程度愈大，积累压下率愈大晶粒度愈均匀。

一般希望积累变形率达到45%以上。

v奥氏体未再结晶区轧制的拉长晶粒面界、变形带，成为应变析出的形核点。

C、N化物质点由此析出，未来的相变铁素体由此形核。

第四节铁素体的变形与再结晶

如热加工奥氏体一样，铁素体在变形的间隙时间里也将发生静态的回复和再结晶软化过程。

产生静态再结晶也是有条件的，也就是只有在铁素体中的变形达到某一值εs后才能发生。

当变形量ε＜εs时只能发生静态的回复过程。

铁素体热加工中的组织变化

在变形初期应力很快升高，随着变形量的增大，动态的软化使应力的增加速度减慢，当变形继续增大，应力达到一个稳定值后，变形虽继续增加，应力也不继续增加。

与奥氏体热加工的真应力-真应变曲线的最大不同就是不出现应力峰值，曲线上没有应力下降的一段。

应力稳定阶段中加工硬化和软化过程是平衡的.

小结

v影响再结晶的因素：

（1）化学成份（不同的固溶体）

（2）微合金元素的影响（Nb、V、C）炭氮化物的钉轧作用。

（3）原始晶粒度的影响

（4）变形温度（T再结晶）

（5）变形速率再结晶

（6）变形程度ε%再结晶

第三章在变形条件下的相变

第一节变形后的奥氏体向铁素体的转变（A→F）

第二节变形条件对奥氏体相变的影响

第三节两相区（A+F）轧制时组织和性能的变化

第一节

热变形后的奥氏体向铁素体的转变（A→F）

一、从再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

二、从部分再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

三、从未再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

从再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

铁素体晶粒优先在奥氏体晶界上生成，一般在晶内不成核。

所生成的铁素体既有块状（等轴）的，也有分布在原奥氏体晶粒内部呈针状的先共析铁素体（魏氏组织铁素体）。

钢中魏氏组织的形成会降低钢的冲击韧性和塑性，因而希望低碳钢的热轧产品中尽量减少以至消除魏氏组织。

从再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

大量试验证明，钢中魏氏组织的形成主要取决于钢的化学成分，奥氏体晶粒的大小和冷却速度。

再者，按照铌钢>普碳钢>钒钢的顺序，铌钢最容易生成魏氏组织。

在成分一定时，奥氏体晶粒的大小和冷却速度决定了魏氏组织的生成。

通常奥氏体晶粒小于5级（大于40μm）易于生成魏氏组织，增加冷却速度会促进魏氏组织的形成

从部分再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

1.当部分再结晶区积累压下率较小时，再结晶的晶粒细小，在其晶界上析出的铁素体往往也较细小。

而未再结晶的晶粒受到变形被拉长，晶粒没有细化。

因此铁素体成核位置可能少，容易形成粗大的铁素体晶粒和针状组织。

所以从部分再结晶奥氏体晶粒生成的铁素体是不均匀的，这种不均匀性对强度影响不太大。

但对材料的韧性有较大的影响，因此是不希望的。

2.当部分再结晶区积累压下率较大时，如果在部分再结晶区进行多道次轧制，由于轧制温度逐渐下降，最后未能达到奥氏体完全再结晶。

但这时部分再结晶晶粒的平均晶粒尺寸减小或晶粒中的未再结晶晶粒受到了比较大的变形，晶粒不仅被拉长，晶内还可能出现较多的变形带。

因此转变后亦能得到细小的铁素体晶粒，整个组织的均匀性和性能都能得到改善。

从未再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒

在未再结晶奥氏体中由于有变形带的存在，铁素体不仅在晶界上成核而且在变形带上成核（有人把这点看成是控制轧制与传统轧制的本质区别）。

在变形带上形成的铁素体晶粒细小（2-10μm），成点列状析出。

变形带上的铁素体先行析出并且细小，而不在变形带上的奥氏体转变较晚，转变后会形成较前者粗的铁素体晶粒。

因此在未再结晶区轧制既有可能得到均匀细小的铁素体晶粒，也有可能得到粗细不均的混晶铁素体晶粒。

这里的关键在于能否在未再结晶区中得到均匀的变形带。

未再结晶区的总变形量小，得到的变形带就少，而且分布不均。

在总变形量相同时，一道次压下率愈大，变形带愈容易产生，而且在整个组织中容易均匀。

为了保证获得细小均匀的铁素体晶粒，需要在未再结晶区保证其总压下率大于一定值，一般要大于45％。

从奥氏体未再结晶区生成的铁素体晶粒直径可以小于5μm，达到12-13级。

热变形后的奥氏体向铁素体的转变总结

将上面叙述的三种类型的转变综合起来用图3-4表示，它表示低碳钢和加钒和铌的低碳钢中转变类型与轧制条件的关系。

可将这些转变分成以下类型。

ⅠA型：

如果热轧后奥氏体发生再结晶，并且在转变前粗化成小于或等于ASTM№5级的奥氏体晶粒，那么转变时容易形成魏氏组织铁素体和珠光体。

形成魏氏组织的倾向在含铌钢中最强烈，其次是非合金钢，含钒钢最弱。

ⅠB型：

如果热轧后奥氏体发生再结晶，在转变前奥氏体晶粒是ASTM№6级或者更细，则转变就按IB型进行。

铁素体晶核基本上在奥氏体晶界上形成，并获得具有等轴铁素体与珠光体的均匀组织。

原始奥氏体晶粒愈细。

转变后的铁素体也愈细。

这就是再结晶型的控制轧制。

Ⅱ型；如果热轧温度低，热轧后变形的奥氏体晶粒不发生再结晶，、则奥氏体向铁素体的转变将按lI型方式进行。

可以认为铁素体实际上在刚轧完后就在变形带边界处和晶界处成核，形成细小的等轴晶粒。

随后在奥氏体晶内也形成多边形的铁素体晶粒和珠光体。

Ⅱ型转变中不形成魏氏组织和上贝氏体。

这就是未再结晶型的控制轧制。

过渡型：

过渡型转变是介于Ⅰ型和Ⅱ型转变之间的一种转变。

它是在奥氏体部分再结晶区中发生的转变。

按照上述分类，铁素体细化的程度将按：

Ⅱ型>ⅠB型>过渡型>ⅠA型变化

Ⅱ型的最细。

热加工钢材的奥氏体向铁素体相变形态示意图

在奥氏体未再结晶区中要进行多道次变形的前题条件是奥氏体未再结晶区的温度区间要大。

这只有在含铌、钒、钛等微量元素的钢中才容易做到，面对于普通的低碳钢要实现Ⅱ型控制轧制困难就比较大。

第二节变形条件对奥氏体向铁素体转变温度Ar3的影响

由于在奥氏体未再结晶区轧制实现Ⅱ型转变能获得细小的铁素体晶粒，同时又由于在奥氏体未再结晶区轧制与在奥氏体+铁素体区（即A+F的两相区）中的轧制的结果是不同的,因此准确地确定奥氏体向铁素体转变温度Ar3是有实际意义的。

测定变形条件下Ar3温度的方法

1.利用相变过程中材料发生的物理变化来测定相变点。

如

测定相变时因放热而使冷却速度变化的冷却曲线法；

测定相变时材料体积发生膨胀变化的膨胀法等。

2.利用金相方法，硬度测定法，织构法等。

变形对Ar3温度的影响有两种情况：

一种是在奥氏体再结晶区变形后造成奥氏体晶粒的细化，从而影响Ar3温度。

另一种情况是在奥氏体未再结晶区变形后造成变形带的产生和畸变能的增加，从而影响Ar3温度。

通常把这种情况造成的影响称为形变诱导相变。

1.加热温度的影响：

T加奥氏体晶粒粗大Ar3

2.轧制温度的影响：

T轧奥氏体晶粒细化Ar3

3.变形量的影响：

ε%晶粒细化Ar3

4.冷却速度的影响：

v冷Ar3

变形条件对奥氏体向珠光体转变的影响

变形对珠光体转变的影响大体与变形对铁素体的影响有相同的规律。

即随着变形温度下降,变形量的增加,变形前奥氏体晶粒度的减小,珠光体量和粒径减小。

变形条件对奥氏体向贝氏体转变的影响

变形对贝氏体转变影响复杂是由于贝氏体转变是以扩散型与共格型A→F转变的混合机构发展的。

因而受两种因素的制约：

v一方面由于变形使奥氏体缺陷密度增加，促进铁原子自扩散，使贝氏体转变加快。

v但另一方面，高温奥氏体所造成的多边形化亚组织将奥氏体分割成很细小的共格区（嵌镶块），在相当程度上破坏晶格取向的延续性，使得贝氏体转变中铁素体相的共格成长受到阻碍，从而将转变过程减慢下来。

大量试验结果所揭示的高温变形使贝氏体转变减慢的现象，说明后一种因素具有较大的比重。

变形对马氏体相变的影响

（1）原始奥氏体晶粒的大小影响马氏体晶粒的大小

粗大的奥氏体晶粒将形成粗大的马氏体晶粒，反之亦然。

细小的马氏体具有高强度。

（2）奥氏体塑性变形会引起奥氏体结构不完善性的增加——使位错密度增加形成位错亚结构，他们会被马氏体相变后的组织所继