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31.过冷奥氏体在什么条件下形成片状珠光体，什么条件下形成粒状珠光体（以及获得粒状P的途径）？
片状珠光体的形成条件：一是将钢进行充分的A化，成为成分均匀的A；二是在近于平衡的缓慢冷却条件下，含碳量0.77%的奥氏体在下形成的珠光体或者在较高奥氏体化温度下形成的均匀奥氏体于A1—550℃之间温度等温时也能形成片状珠光体。P转变温度的高低影响着P的片间距。
粒状珠光体形成的条件：一是将钢进行特定的A化，即加热温度低，保温时间短，没有使之进行充分的A化，形成成分不均匀的A，就会存在许多富C区，成为过冷A分解时的形核点；二是特定的冷却条件，使A在A1线稍下较高的温度下等温分解。获得粒状P的途径：一是加热转变不充分，存在尚未溶解的碳化物颗粒，然后将过冷奥氏体换冷得到；二是片状P球化退火得到；三是M、B在A1稍下高温回火得到。 32.试述马氏体相变的主要特征及马氏体相变的判据。
主要特征：无需扩散性；不变平面应变的晶格改组；存在惯习面；相变伴有大量的亚结构，即极高密度的警惕缺陷；相变诱发特有的浮凸现象。
判据：不变平面应变的晶格改组；无需扩散；相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位错、位错、层错等亚结构 33.马氏体的定义？
答：M是原子经无需扩散切变位移的不变平面应变的晶格改组过程，得到的具有严格晶体学关系和惯习面，形成相中伴有极高密度位错、层错或精细孪晶等晶体缺陷的整合组织。
34.扩散学派和切变学派给贝氏体的定义有那些，试分析这些定义？
切变学派的定义：B是指中文转变时形成的针状分解产物，具有针状组织形貌、浮凸效应、有自己的TTT图和Bs点三个特征，将B定义为：F和碳化物的非层片状混合组织。此定义不妥：一是不是混合而是整合，混合系统没有子组织功能；二是F和碳化物的非片层状组织不是B特有的。
扩散学派的定义：B为扩散的、非协作的两种沉淀相竞争台阶生长的共析分解产物。此定义不妥：一是把B看作共析分解产物，不能把B转变看为共析分解；二是转变性质不同，B与P分解有着本质上的区别。 35.贝氏体相变与珠光体共析分解的组织形貌和亚结构。
P由F和Fe3C两相组成，B可以有F+Fe3C、F+残留A、F+M/A、F+Fe3C+A+M等组成；P晶核为两相（F+Fe3C），B为单相晶核（BF）；P为A共析分解的产物，B非共析分解；P分解在晶界处形核，B相变可在晶界和晶粒内部形核；P是在高温区分解得到近似平衡的组织，B为中温区非平衡相变产物；P中的F可以为片状或粒状；P中的F和Fe3C成一定的比例，B中没有固定的比例关系。P中的亚结构较少，位错密度低，B中有许多亚结构，位错密度极高。 36.贝氏体相变与马氏体相变的异同点。
相同点：1.均存在晶体缺陷；2.存在以非简单指数晶面为不变平面，即存在惯习面；3.相变引发特有的浮凸现象；4.M和B相变均为非平衡相变；
不同点：1.晶体缺陷的密度不同，M相变中有极高密度的位错，B相变中位错密度相对较低；2.B中的浮凸呈帐篷状，形貌不同于M；3.M相变为不变平面应变的晶格改组；4.M相变无扩散性，B相变为半扩散型相变；5.M相变在低温区进行，转变速度比较快，B相变在中温区进行，具有一定的孕育期；6.M相变无成分改变，仅仅是晶格改组，B相变有成分的改变；7.相变后的组织不一样；8.M相变界面为切变共格界面，B相变界面为非共格弯曲面。 37.试述贝氏体转变的动力学特点。
a．与M长大速度（近声速）相比，B转变速度较慢；b. 在许多合金钢中，B转变TTT图不与珠光体的C-曲线重叠，两曲线分开，并形成河湾区；c. 许多合金钢的B相变有一个明显的上限温度，即所谓的Bs点，在此温度等温，A不能全部转变为B。
37.试述片状珠光体形成的过程
过冷奥氏体中贫碳区和富碳区是珠光体共析分解的一个必要条件。在过冷奥氏体中出现的贫碳区和富碳区的涨落，再加上随机出现的结构涨落和能量涨落，一旦满足形核条件时，则在贫碳区形成铁素体的同时，在富碳区也构建渗碳体，二者同时同步，共析共生，非线性相互作用，互为因果，形成一个珠光体晶核。这种演化机制属于放大型的因果正反馈作用，它使微小的随机涨落经过连续的相互作用逐渐增强，而使原奥氏体系统瓦解，建构新的稳定结构珠光体系统。因此珠光体形成时，是铁素体和渗碳体共析共生，同步形核的整合和机制，不存在领先相。珠光体形核后，铁素体片和渗碳体片将同时长大，它们各侧的奥氏体中碳浓度将有不同趋势的变化。铁素体旁侧的奥氏体中富碳，有利于渗碳体的形成，同理，渗碳体侧贫碳，有利于铁素体的形成。这样就交互形成了铁素体片和珠光体片，二者互为因果，非线性相互作用，重复进行，迅速沿着晶界展宽，使珠光体团长大，珠光体端向长大依靠铁素体和渗碳体的协同长大进行，这样，由一个珠光体核长大而成为平行片区的珠光体领域。 37.珠光体形成的动力学因素（仅供参考）
珠光体的形成动力学是指珠光体转变速度问题，其转变速度主要取决于形核率和线长大速度。形核率N与长大速度v与转变温度具有极大值的特征，也就是说N和v随着过冷度的增加先增加后减小，这是因为，随着过冷度的增加，相变驱动力大，故N和v都大；另外过冷度大，转变温度低，奥氏体中碳浓度梯度大，形成珠光体片间距小，扩散距离
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小，同样会促使N和v增加，但是随着温度的继续降低，原子扩散的热激活能降低，使得N和v下降（形核和长大均是一个扩散过程）。N还与转变时间有关，随着等温时间的延长，晶界形核很快达到饱和，使N下降，但v与等温时间无关，仅与温度有关。
38.多晶体塑性变形的特点及过程
特点：1）不同时性：软取向先滑移2）相互协调性3）不均匀性。过程：滑移首先在取向有利的晶粒中发生→扩展→终止在晶界；晶界和晶粒间取向差共同作用的结果：相邻晶粒取向差↑，晶界处原子排列紊乱↑，畸能↑，阻碍↑。滑移转入相邻晶粒时阻力↑。多晶体屈服的实质：滑移越过晶界。多晶体屈服条件：滑移从一个晶粒传到另一晶粒。细晶强化：晶粒越细，屈服强度越高。 39.单晶体塑性变形的特点 特点
1)塑性变形是位错运动的结果。塑性变形不是整体滑移造成的，而是在远远低于整体滑移切应力的位错滑移阻力被克服、位错率先滑移来实现的，位错滑移是逐步滑移。2）位错滑移的切应力极小；
3）切变强度由位错源开动四个阻力组成，即位错晶格阻力：位错源开动的阻力，即平行位错间的弹性互作用力垂直交割作用4）塑性变形中伴有弹性变形和加工硬化；5）位错运动阻力对温度敏感 40. 塑性变形由三个阶段组成
I阶段——易滑移阶段：当t达到晶体的tc后，应力增加不多，便能产生相当大的变形。此段接近于直线，其斜率q I（ 或 ）即加工硬化率低，一般q I为～10-4G数量级（G为材料的切变模量）。 Ⅱ阶段——线性硬化阶段：随着应变量增加，应力线性增长，此段也呈直线，且斜率较大，加工硬化十分显著，qⅡ ≈G/300，近乎常数。 Ⅲ阶段——抛物线型硬化阶段：随应变增加，应力上升缓慢，呈抛物线型，qⅢ逐渐下降。 41.韧性断裂的特点:
1)是一种高能量的吸收过程； 2)多裂纹源；3)裂纹扩展的临界应力大于裂纹形核的临界应力,因此是缓慢的撕裂过程；4)裂纹不断生成、扩展和集聚,变形一旦停止,裂纹的扩展也随着停止。 42回复机理
1.钢在热加工中所以存在有回复过程，其原因是，高温的奥氏体区域是空位的生成和扩散频繁的温度区域，易于发生位错攀移运动、滑移运动、形成亚晶粒、亚晶界的运动以及晶界运动等现象。2.低温回复主要涉及点缺陷的运动。空位或间隙原子移动到晶界或位错处消失，空位与间隙原子的相遇复合，空位集结形成空位对或空位片，使点缺陷密度大大下降。3.中温回复时，随温度升高，原子活动能力增强，位错可以在滑移面上猾移或交滑移，使异号位错相通相消，位错密度下降，位错缠结内部重新排列组合，使亚晶规整化。 . 43.奥氏体高温变形过程的两个阶段（自己简答）
在变形过程中发生加工硬化和软化两个过程。这两个过程的不断交替进行保证变形得到顺利发展。在变形初期，变形速率由零增加到所采用的变形速率ε，随着变形的进行，位错密度(ρ) 将不断增加，产生加工硬化，并且加工硬化速率较快，使变形应力迅速上升。
第一阶段：由于变形在高温下进行，位错在变形过程中通过交滑移和攀移的方式运动，使部分位错相互抵消，使材料得到回复。由于这种回复随加工硬化发生，故称之为动态回复。当位错排列并发展到一定程度后，形成清晰的亚晶，称之为动态多边形化。动态回复和动态多边化使加工硬化的材料发生软化。随着变形量的增加，位错密度增大，位错
消失的速度也加快，反映在真应力－真应变曲线上，就是随变形量的增加，加工硬化逐渐减弱。在第一阶段中，总的趋势是加工硬化超过动态软化，随着变形量的增加，应力不断提高，称之为动态回复阶段。在一定条件下，当变形进行到一定程度时，加工硬化和动态软化相平衡，反映在应力-应变曲线上是随着变形量的增大，应力值趋于一定值（动态回复应力应变曲线特征）。
第二阶段：在第一阶段动态软化不能完全抵消加工硬化。随着变形量的增加，位错密度继续增加，内部储存能也继续增加。当变形量达到一定程度时，将使奥氏体发生另一种转变—动态再结晶。动态再结晶的发生与发展，使更多的位错消失，奥氏体的变形抗力下降，直到奥氏体全部发生了动态再结晶，应力达到了稳定值。即第二阶段变形。曲线表明，奥氏体发生动态再结晶有一临界变形量，只有达到这一变形量时，才能发生动态再结晶。 44.热加工后软化曲线的分析
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100 80 软化率，100% d c b 60 40 20 0 a 100 101 102 时间，s 103 104 105
(1)当变形程度小于发生静态再结晶的临界变形程度 (曲线a)时，变形停止后，软化立即发生。这个软化是由静态回复引起的，约在100秒钟内结束。当此温度下继续保温时，软化量不再增多。
当变形程度大于静态再结晶的临界变形程度，但小于动态再结晶的临界变形程度(曲线b)时，第一阶段是由于静态回复产生的，约在100秒钟结束，软化率上升到45%。如果继续保持高温，在长时间的孕育期之后发生第二阶段的软化，即发生静态再结晶。软化率达到100%，即原来热加工形成的加工硬化结构全部消除，形成了新的位销密度相当低的晶粒。
当变形程度刚超过动态再结晶的临界变形程度 (曲线c)时，软化过程分三个阶段，即第一阶段为静态回复，第二阶段为亚动态再结晶，第三阶段为静态再结晶。在曲线上有二个平台，其中第一个平台的前一段曲线属于静态回复，后一段曲线为亚动态再结晶。亚动态再结晶不需要孕育期，它是原来的动态再结晶晶核的继续长大。
变形达到稳定阶段后(曲线d)，变形停止。软化过程由两个阶段所组戊。第一阶段为静态回复，第二阶段为亚动态再结晶。在曲线d上仅出现拐点，这表示了亚动态再结晶不需要孕育期。由于热加工变形量很大，发生很多动态再结晶核心，变形停止后这些核心很快继续长大，生成无位错的晶粒，消除全部加工硬化，因此，不发生静态再结晶的软化过程。
45.再结晶规则
需要超过某个最小的形变才能发生再结晶。 形变量越大，发生再结晶的温度越低。 延长保温时间，将降低再结晶温度。
再结晶完成时的晶粒尺寸主要取决于形变量，与保温温度的关系不大。
原始晶粒尺寸越大，再结晶越不容易发生。或者说，在同样的再结晶温度和时间内完成再结晶，所需的加工变形量越大。
再结晶完成后继续保温，将导致晶粒的长大。
再结晶新晶粒不会长入取向相同或略有偏离的形变晶粒中。 46.变形过程的三个阶段
第一阶段：易滑移阶段。只有一个滑移系开动,故很难与其他位错产生交互作用，无明显现象。
第二阶段：硬化阶段.1)主、次滑移系统的平行位错交互作用(L-C面角位错塞积)；2)林位错密度增高(位错滑移自由距离变小),位错与林位错的交互作用(产生割阶)；3)位错偶极子和小位错圈与位错产生交互作用，后期观察到不规则的胞状
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结构(直径为几微米)。
第三阶段：抛物线硬化阶段(动态回复阶段)。螺位错的交滑移、异号位错抵消。 47. 从能量角度解释发生动态再结晶后，是否还会发生静态再结晶。
答：不能，不完全动态再结晶才会发生静态再结晶，静态再结晶发生在动态回复之后。
动态再结晶是利用形变储存能作为驱动力，在再结晶温度以上的变形过程中，形成新的无畸变的等轴晶粒，使应变能逐渐下降，动态再结晶结束后应变能达到最低，晶粒处于稳定状态。
静态再结晶是金属在热加工后，由于形变使晶粒内部存在形变储存能，使系统处于不稳定的高能状态，它以变形储存能为驱动力，通过热活化过程再结晶成核和长大而再生成新的晶粒组织，使系统由高能状态转变为较稳定的低能状态。 当热加工变形量很大时，发生很多动态再结晶核心，变形停止后这些核心很快继续长大（发生亚动态再结晶），生成无位错的晶粒，消除全部加工硬化，因此，不发生静态再结晶的软化过程。
当发生不完全动态再结晶时，系统软化不完全，还残存一部分形变储存能，静态再结晶在此驱动力下，会发生静态再结晶。
48.举例说明实际生产中如何利用静态再结晶机制来细化晶粒的
1.随着变形温度的提高，开始再结晶的温度增高。因此通过控制变形温度，使其在较低的温度下发生再结晶，扩散能力降低，起到细化晶粒；超级钢生产中，在未再结晶去轧制，得到硬化的奥氏体晶粒，一方面提高形核点，另一方面可以降低再结晶温度，起到细化晶粒的作用。
2.随着变形程度的增加，再结晶温度降低。在一定程度上，增加变形量，一方面提高形核率，另一方面在较低温度下发生再结晶，扩散能力降低，达到细化晶粒的目的；例如超级钢生产中，采用大压下是细化晶粒的一种手段。
3.热变形速度的增加，会减少再结晶的孕育期，并增加其后的再结晶速度。因此可以通过控制热变形速度来控制再结晶后的晶粒尺寸。
4.添加一些对晶界迁移有阻碍作用的合金元素，延迟再结晶的时间，起到细化晶粒的目的。 49.双相钢的组织性能特点。
1.双相钢的显微组织是软相铁素体和（体积分数依赖于强度）的硬相（通常是马氏体）组成；2.软的铁素体相通常是连续的，赋予该钢优良的塑性。当它变形时，变形是集中在低强度的铁素体相，因而这种钢显示出很高的加工硬化率。通常表现出较高的强度和塑性。3.DP钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；改善成形性，减小冲压回弹；
50. 通过双道次压缩热模拟试验能够获得哪些参数？其试验原理是什么？（仅供参考）
可以测的静态再结晶的软化率Xs。可以研究道次间隔时间对软化率和静态再结晶晶粒尺寸的影响，以及变形工艺条件对静态再结晶。
Xs??m??r?m??0
后插法：将第一道次真应力-真应变曲线向第二道次真应力-真应变曲线方向平移，如图虚线部分所示，移至与第二道曲线部分重合。这里将平移线（图中所示为虚线）与第一道次压缩实验卸载交点所对应的应力定义为σr。第二阶段变形中的流变应力主要随变形间隔时间和第一阶段的应变而变化。影响回复和静态再结晶动力学的冶金因素同样也会影响软化。
补偿法：在真应变量坐标轴上取一点使其真应变值为0.002（即0.2%），过这一点作一条直线，该直线与第一道次变形曲线的开始部分（即弹性变形阶段）平行，直线与第一道次的真应力-真应变曲线的交点即为第一道次的屈服点σ0，同理，将第二道次的真应力-真应变曲线延长，直至与真应变量坐标轴相交，得到一个交点。在偏移该交点0.002单位的真应变值的地方作一条直线，使其平行于第二道次的开始部分。直线与第二道次真应力-真应变曲线的的交点即为第二道次的屈服点σr，第一道次的卸载点对应的真应力为σm。
1.微合金元素抑制晶粒长大的方式。
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答：微合金元素主要有Nb、V、Ti等，它们在钢中存在形式有两种：固溶和化合物形态。其中，化合物形态分为两种：(1) 未溶的化合物(一般为Nb/Ti的化合物)，其尺寸较大，对晶粒细化作用不大；(2)加工过程中以及冷却过程中沉淀析出的化合物。高温时能够抑制再结晶并阻止晶粒长大，低温时起沉淀强化作用。固溶微合金元素作用：溶质“拖曳”微合金元素化合物作用： “钉扎”晶界、位错运动。 2.相间析出和相变后析出的特点。 相间析出，就是析出物沿γ－α相变界面前沿析出，当相界面移动到新位置时，析出物被留在相界面后面，呈片层状排列，最终组织由大量析出物片层组成，每一片层代表相变过程中相界面的位置。相变后析出：当相变完成后，微合金元素在体心立方结构的基体中充分析出，析出物更均匀弥散分布，这样析出物起析出强化效果。 3.轧制及冷却工艺参数对微合金元素固溶和析出的影响。 轧制温度的影响：轧制温度越高，微合金元素越不容易析出。在未再结晶奥氏体中，随着等温析出温度越高，微合金元素析出越多。降低未再结晶区轧制温度可以增加沉淀强化的析出物析出。降低未再结晶区轧制温度增加晶界处析出。在未再结晶区轧制时，增加析出相的形核地点，使微合金析出物更弥散、细小。
变形程度的影响：应变能够显著促进微合金碳氮化物的析出。Nb(C,N)的析出速率对应变很敏感，应变可以有效加速其析出。增大其变形量，能增加沉淀强化的析出物析出。 待温时间越长、待温温度越高，微合金越易析出。
冷却速度的影响：对于Ti，当含量小于0.02%时，与N完全结合，冷却速度不影响其析出，当大于0.02%时，冷却速度越大，微合金析出越多，强度越高。V的析出与冷却速度关系不大。冷速非常高(如淬火)时，原子的扩散受到抑制，从而会抑制碳氮化物的析出，
在较低冷速，较高终冷温度下，Nb发生相间析出。 4.微合金元素在铁素体中的析出特点。
微合金元素碳氮化物在铁素体中析出特性与奥氏体－铁素体转变特性有关：(1) 若铁素体呈多边形(形成温度高)，Nb(C,N)和V(C,N)析出通常呈相间析出。所谓相间析出，就是析出物沿γ－α相变界面前沿析出，当相界面移动到新位置时，析出物被留在相界面后面，呈片层状排列，最终组织由大 量析出物片层组成，每一片层代表相变过程中相界面的位置。只有在特定的冷却方式下才能发生相间析出：较低冷速，较高终冷温度。(2)当相变完成后，微合金元素在体心立方结构的基体中充分析出，析出物更均匀弥散分布，这样析出物起析出强化效果。
在铁素体区析出的析出物，通过强烈的析出强化使微合金钢强度可以成百兆帕地提高，析出强化效果仅次于细晶强化方式。
等温条件下，V的碳氮化物在铁素体中的析出温度范围为800～500℃，相间沉淀析出鼻尖温度在～700℃；随温度降低或冷速加快，析出物尺寸变细；温度进一步降低，将发生在基体上均匀析出或位错线上析出，基体上析出一般呈片状，位错线上析出一般呈球形。由于均匀析出和位错线析出温度比相间析出温度低，其析出尺寸更细，沉淀强化效果更明显。
冷速非常高(如淬火)时，原子的扩散受到抑制，从而会抑制碳氮化物的析出，因此，在控轧控冷过程中，加速冷却至～600℃后缓冷或空冷，其作用之一为控制相变，另一个作用是有利于低温条件下微合金碳氮化物的析出。 微合金元素碳氮化物在铁素体中固溶度积非常小，理论计算得到，600 ℃以下，NbC在铁素体中的平衡固溶度积小于10-7，因此可以认为600 ℃以下铌几乎可以全部析出。 5.微合金元素在奥氏体中的析出特点。
溶质Nb只能在短时间内抑制再结晶，而析出Nb可在较长时间内抑制再结晶。 对再结晶奥氏体中的析出研究表明，析出动力学过程非常缓慢。
奥氏体中沉淀析出的微合金碳氮化物将优先在奥氏体的晶体缺陷处，如晶界，堆垛层错，亚晶界，位错/位错墙，变形带等处形核沉淀。
晶界和亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮化物能有效地钉扎晶界和亚晶界使其难于运动，比均匀分布的微合金碳氮化物更为有效地阻止奥氏体晶粒粗化。然而，晶界或亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮化合物本身并不能使钢材强韧化，反而在很大程度上使钢的韧、塑性明显降低。
晶界亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮化物比位错上或基体内均匀形核沉淀的微合金碳氮化物更易于聚集长大和粗
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化，因而其质点尺寸明显地比位错上或基体内均匀形核沉淀的质点粗大，将使其对钢的塑性、韧性的损害作用增大。
6.中厚板中微合金元素析出数量控制策略。
处于固溶态的微合金元素能否析出以及析出的数量也取决于工艺参数，加热时的奥氏体化温度、变形过程的形变诱导以及变形后的冷却过程都直接关系到微合金元素的析出数量。
对于相变过程中以及相变后发生的沉淀析出，可以通过控制相变过程中的冷却速度以及相变后选择适当的冷却方式来控制。一般来说，由于相变过程温度相对较高，需要较快的冷速抑制析出相的长大，而相变后温度相对较低，可以采用空冷或缓冷来延长析出时间，保证析出数量。对于带钢来说，卷取后冷速较慢，可以利用这段时间析出；对于中厚板，轧后堆冷，冷速也大大降低，也有利于析出。 7.中厚板中微合金元素析出尺寸控制策略。
析出物尺寸的控制主要分两个方面：一是高温保温过程中析出物尺寸的控制；二是沉淀析出过程中析出物尺寸控制。 1) 控制沉淀析出温度，使其在较低温度下析出，但不能太低，可以在析出鼻尖温度稍下；2) 适当提高固溶温度，增加其析出反应的化学自由能；3) 在基体中引入更多的缺陷(位错等)，增加析出相的形核地点，使其更弥散、细小；4) 合理控制轧制道次间隔时间或采用控制冷却，阻止析出相长大。 8.控轧控冷过程中各阶段工艺制定原则。
1.加热温度（碳氮化物溶解，晶粒长大）2.粗轧变形制度：粗轧压下量（变形深入，RCR）；3.精轧阶段轧制温度控制：进入未再结晶区，合理的精轧温度，待温制度的确定；4.精轧阶段轧制变形控制：未再结晶区总变形量，精轧道次压下量。
9.三种控制轧制策略以及机理。 再结晶区控轧：微合金钢>950℃，普碳钢基本在再结晶区轧制；总变形量>60%。机理：变形区内有动态恢复和动态再结晶；道次间歇期间完成再结晶；反复轧制－再结晶使晶粒变细；低温再结晶区晶粒细化明显。
未再结晶区控轧：空冷或喷淋控制轧制温度到奥氏体未再结晶区，温度范围通常为Ar3～900（950）℃，总变形量大于一定数值（70％），道次变形量大于一定的数值。机理：变形奥氏体晶粒被拉长；形成大量变形带、孪晶和位错；增加形核点，相变后细化晶粒。
两相区控轧：如需进一步的提高强度，可降低终轧温度～750℃，在奥氏体和铁素体两相区轧制。机理：奥氏体继续被拉长，晶粒内形成变形带及位错；在变形带及位错处形成新的等轴铁素体晶粒；先析出铁素体变形后内部形成亚晶，使强度提高。
10.控制冷却工艺参数对组织及力学性能的影响。
首先，冷却速度的影响：加速冷却可提高相变驱动力、降低Ar3温度、使铁素体细化；促使强韧的低碳贝氏体形成并呈小岛状弥散分布，提高钢材强度；铁素体细化的同时珠光体也得到细化，珠光体片层间距减小，带状组织基本消失；在不降低强度的前提下，可减少钢中碳当量，有利于改善焊接性能。由空冷到12 ℃/s增加冷却速度时，组织变化的顺序为铁素体晶粒细化、珠光体带消失及其微细分散、珠光体消失和生成取代它的贝氏体；对于添加微合金元素的钢，如果冷却速度为10 ℃/s时，与空冷相比，其强度可以增加50－100MPa。对再结晶奥氏体进行水冷效果并不明显，对未再结晶奥氏体进行水冷，会产生明显的晶粒细化效果。利用10℃/s的冷却速度进行冷却，可以明显提高强度，韧性可以保持不变。通过控制冷却，得到微细的贝氏体；同样的压下率，强度可以提高60－70MPa；同样的冲击功，利用控制冷却可以将强度提高50－60MPa.
开冷温度的影响：对于Q345，终冷温度>700℃时，随终冷温度的升高，屈服强度降低，
终冷温度的影响：当奥氏体的有效晶界面积较大，即终轧温度较高，奥氏体晶粒比较粗大时，冷却速度过快，会使钢中的贝氏体含量显著增大，虽然强度指标会明显提高，但塑、韧性会相对降低。 11.如何改善水冷板材的温度均匀性。 水冷钢板冷却均匀性主要是指：纵向温度均匀性；横向温度均匀性； 上下表面温度均匀性。 纵向温度均匀性：采用头尾、梯形冷却方式，主要是采用带钢加速的方式，头部速度相对较低，尾部速度相对较快，进而消除头尾部温差； 横向温度均匀性：采用边部遮蔽、和凸型水量控制，进而增强带钢中部的相对冷却速度，消除中部和边部的温差； 上下表面温度均匀性：采用水量配比、可调的控制方式，进而消除上下表面水流量一定时，上表面冷却能力过大，造成的上下表面温度不均现象。
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