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2，3。
上钢mm二辊-四辊中板轧机与武钢mm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DHN级船板；上钢三厂的mm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mm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mm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。
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~?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：
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。
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。
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。
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0~℃之间，终轧温度每降低℃，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。
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。
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3所示[3]。
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
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。
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]：
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5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。
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。
对于不同的钢种和钢材种类，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。
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，一次冷却的开始快冷温度越接近终轧温度，细化变形奥氏体的效果越好。
二次冷却—轧后控制冷却的第二阶段
热轧钢材进行一次快冷之后，立即进入冷却的第二阶段，即所谓的二次冷却。二次冷却的目的是控制钢材相变时的冷却温度和冷却速度以及停止控冷的温度，以保证获得要求的相变组织和性能。
二次冷却根据钢种和组织性能要求不同，冷却可以在很大范围内变化，各种冷却速度可以通过等温相变、炉冷、缓冷、风冷、水冷和空冷等不同冷却方式。
二次冷却的终冷温度一般是控制轧制到相变结束。Si-Mn钢和含铌低合金钢二次冷却终了温度一般控制在℃左右。轧后一次冷却和二次冷却对一些钢种可以连续进行。
对低碳钢、低合金钢、微合金化低合金钢轧后快速冷却，终了温度可以达到珠光体相变结束，然后空冷。所得晶相组织为铁素体和细珠光体及弥散的碳化物。对高碳钢和高碳合金钢轧后快冷的第一阶段可以冷至珠光体相变温度，从而阻止奥氏体晶粒长大和碳化物由奥氏体中析出形成粗大的网状碳化物，达到降低网状碳化物级别和细化珠光体球团尺寸的效果。同时，二次冷却可减小珠光体片层间距并改变其形貌。如果对高碳工具钢和轴承钢采用等温转变可以得到变态珠光体或变态贝氏体，碳化物形成半球化甚至球化状态。这将大大缩短后部球化退火时间。
控冷—轧后控制冷却的第三阶段
经过一次冷却和二次冷却后，相变全部结束，可以采用控冷进行冷却。由于冷固溶在铁素体中的碳化物来不及析出，在空冷过程中随着温度的降低，不断地在铁素体中弥散析出。
全国在建及拟建的25条热轧宽带钢生产线
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