①相组成的影响：单相组织(纯金属或固溶体)比多相组织塑性好。多相组织由于各相性能不同，变形难易程度不同，导致变形和内应力的不均匀分布，因而塑性降低。如碳钢在高温时为奥氏体单相组织，故塑性好，而在 800℃左右时，转变为奥氏体和铁素体两相组织，塑性就明显下降。另外多相组织中的脆性相也会使其塑性大为降低。
②晶粒度的影响：晶粒越细小，金属的塑性也越好。因为在一定的体积内，细晶粒金属的晶粒数目比粗晶粒金属的多，因而塑性变形时位向有利的晶粒也较多，变形能较均匀地分散到各个晶粒上；又从每个晶粒的应力分布来看，细晶粒时晶界的影响局域相对加大，使得晶粒心部的应变与晶界处的应变差异减小。由于细晶粒金属的变形不均匀性较小，由此引起的应力集中必然也较小，内应力分布较均匀，因而金属在断裂前可承受的塑性变形量就越大。
③锻造组织要比铸造组织的塑性好。铸造组织由于具有粗大的柱状晶和偏析、夹杂、气泡、疏松等缺陷，故使金属塑性降低。而通过适当的锻造后，会打碎粗大的柱状晶粒获得细晶组织，使得金属的塑性提高。
微量合金元素的影响：微合金元素的钢中以C和（或）N的化合物形势析出。
Z：温度补偿变形速率因子。
从生产上控制奥氏体晶粒的角度来说，奥氏体动态再结晶与静态再结晶的主要差别在于：动态再结晶的晶粒度仅通过Z参数来控制，Z值由变形温度和变形速度确定，而静态再结晶的晶粒度不仅受变形温度、速度的影响，还受变形量、原始晶粒尺寸、停留时间等多种因素的影响。
对于低碳钢来说，奥氏体相变时，要求终轧轧后冷却过程对贝氏体相变的控制，需要合适的控制，选择合适的终轧温度。
铁素体热加工变形与再结晶
为达到在（A+F）两相区轧制以提高材料的强韧性的目的，在两相区要有一定的变形量（一般为20%左右）。
在获得细小的奥氏体晶粒后，如果通过加速冷却能使转变向着低温方向推移，那么这种较低的转变温度，就能提高晶核形几率并江都晶界运动性能，从而使铁素体晶粒尺寸减小。
先明确一个概念：在铁碳相图中G-S曲线是：平衡状态下亚共析钢奥氏体化温度线，又称为：A3温度。A3随含碳量增加，温度逐渐降低。
Ac3---是亚共析钢钢加热时的奥氏体完成转变的临界温度线，它是高于A3温度线的一条曲线。（这是加热）
Ar3----是钢冷却时奥氏体开始向铁素体或铁素体转变时的临界温度线，它是低于A3温度线的一条曲线（这是冷却）
基体相：软韧相 连续的
强化相：高强度 高硬度 不连续 圆形，细小
合金的相与显微组织的关系：
合金当中的相是合金显微组织的一部分，当合金中的相它的数量，大小，形态，分布发生变化时，显微组织也就发生变化，但是，相本身的结构和性能不变。这样，我们就把显微组织重新定义为合金当中相的数量，大小，形态和分布。
铁碳相图主要特性线
1、AC线：液体向奥氏体转变的开始线。即：L-A。
2、CD线：液体向渗碳体转变的开始线。即：L-Fe3C I。ACD线统称为液相线，在此线之上合金全部处于液相状态，“L”。’
3、AE线：液态向奥氏体转变的终了线。
4、ECF水平线 共晶线。
AECF线统称为固相，液体合金冷却至此线全部结晶为固态，此线以下为固相区。
5、ES线：又称Acm线，是碳在奥氏体中的溶解度曲线。即：L-Fe3c 2#。
6、GS线：又称A3线。
7、GP线：奥氏体向铁素体转变的终了线。
8、PSK水平线 共析线 （727℃），又称A1线。
9、PQ线：碳在铁素体中的溶解度曲线。
低碳贝氏体钢与针状铁素体钢
贝氏体：奥氏体钢等温淬火后的产物。是将钢件奥氏体化，使之快冷到贝氏体转变温度区间（260～400℃）等温保持，使奥氏体转变为贝氏体。贝氏体具有较高的强韧性配合。在硬度相同的情况下贝氏体组织的耐磨性明显优于马氏体，可以达到马氏体的1~3倍。
贝氏体的组织形貌：
钢、铸铁及铁合金中的贝氏体组织形态极为复杂，这与贝氏体相变的中间过渡性特征有直接的关系。钢中的贝氏体本质上是以贝氏体铁素体为基体，其上分布着θ渗碳体(或ε碳化物)或残留奥氏体等相构成的有机结合体。是贝氏体铁素体(BF)、碳化物、残余奥氏体、马氏体等相构成一个复杂的整合组织。
1、超低碳钢的贝氏体组织形貌
近年来，对于碳含量<0．08%的超低碳钢组织研究应用较多。该钢淬火或锻轧后控制冷却可获得超低碳贝氏体组织。如将X65管线钢试样1000℃加热，以25℃/s冷却得到贝氏体组织中的不规则界面的块状铁素体+条片状铁素体，即为超低碳贝氏体。如果加大冷却速度则可以获得完全细小条片状贝氏体组织。
2、上贝氏体的组织形貌
上贝氏体是在贝氏体转变温度区的上部(Bs～鼻温)形成的，形貌各异，有羽毛状贝氏体、无碳贝氏体、粒状贝氏体等。
无碳贝氏体，这种贝氏体在低碳低合金钢中出现几率较多。当上贝氏体组织中只有贝氏体铁素体和残留奥氏体而不存在碳化物时，称其为无碳化物贝氏体，或简称无碳贝氏体。
无碳贝氏体中的铁素体片条大多平行排列，其尺寸及间距较宽，片条间是富碳奥氏体，或其冷却过程的产物。将35CrMo钢经过950℃奥氏体化后，于530℃等温10min，得到无碳贝氏体，由贝氏体铁素体(BF)片条+残留奥氏体(γ')组成。
贝氏体铁素体(α)的形状不规则，并非全部为片条状，而是有的呈块状，有的BF与γ'的界面呈锯齿状。铁素体片条之间为富碳γ相，由于碳含量增高，又含有Cr、Mo合金元素，再加之转变为α相后，比容增大，γ相受挤压，因而富碳γ趋于稳定，故不能再发生转变而残留下来。
在硅钢和铝钢中，由于Si、Al不溶于渗碳体中，Si、Al原子不扩散离去则难以形成渗碳体。因此，在这类钢的上贝氏体转变中，不析出渗碳体，常常在室温时还保留残余奥氏体，形成无碳贝氏体。
在低碳合金钢中，形成贝氏体铁素体后，渗碳体尚未析出，贝氏体铁素体间仍为奥氏体，碳原子不断向奥氏体中扩散富集。由于相变体积膨胀，贝氏体铁素体间的富碳奥氏体受胁迫，而趋于稳定，最后保留下来，形成了无碳化物贝氏体。
粒状贝氏体，当过冷奥氏体在上贝氏体温度区等温时，析出贝氏体铁素体(BF)后，由于碳原子离开铁素体扩散到奥氏体中，使奥氏体中不均匀地富碳，且稳定性增加，难以再继续转变为贝氏体铁素体。这些奥氏体区域一般呈粒状或长条状，即所谓岛状，分布在贝氏体铁素体基体上。这种富碳的奥氏体在冷却过程中，可以部分地转变为马氏体，形成所谓(M/A)岛。这种由BF+(M/A)岛构成的整合组织称为粒状贝氏体。
羽毛状上贝氏体，羽毛状贝氏体中存在渗碳体，属于有碳化物贝氏体一类是经典的贝氏体组织，近年来有了新的观察。羽毛状上贝氏体是由条片状贝氏体铁素体和条间分布的渗碳体组成。经典上贝氏体的组织形貌呈现羽毛状，是BF+θ-M3C的整合组织。将GCr15钢奥氏体化后，于450℃等温40s，然后水冷淬火，得到贝氏体+马氏体的整合组织。
羽毛状贝氏体随着转变温度的降低和钢中含碳量的增高，片条状铁素体(BF)变薄，位错密度增高，渗碳体片变细，或颗粒变小，弥散度增加。
3、下贝氏体组织形貌
下贝氏体组织中也有无碳贝氏体和有碳贝氏体。在高碳钢和高合金铬钼钢中易获得有碳化物贝氏体组织，在含有Si元素较多的钢中，其下贝氏体为无碳贝氏体。下贝氏体是在贝氏体相变温度区的下部(贝氏体C曲线“鼻温”以下)形成的。呈条片状，或竹叶状，片间互相呈交角相遇。
轧制时保证总压下量65%，尽可能降低终轧温度（一般控制在700℃），可在奥氏体晶粒内的位错亚结构的有效遗传和阻止析出颗粒粗化，以便充分发挥它们的强化作用。
微合金元素在控制轧制中的作用
铌，钒，钛，这些元素在周期表中的位置比较接近都与碳、氮有较强的结合能力，形成碳化物、氮化物和碳氮化物。
FATT是韧脆转变温度，后面数字表示试验温度。
例如FATT50：冲击试样断口分为纤维区、放射区（结晶区）与剪切唇三部分，在不同试验温度下，三个区之间的相对面积不同。温度下降，纤维区面积突然减少，结晶区面积突然增大，材料由韧变脆。通常取结晶区面积占整个断口面积50%时的温度为tk ，并记为50%FATT，或FATT50%。
至于检测实验可以参照《 GB/T 229—2007 金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》和《GB/T 12778—2008 金属夏比冲击断口测定方法》
各钢种冷却及终轧温度的确定
在热加工过程中，形变终止温度对钢的组织有重要影响，形变终止温度愈高，晶粒聚集长大的倾向性就愈强，所得到的奥氏体晶粒也就愈粗大，因此应尽量降低成材时的形变终止温度，但一般不低于Ar3，即通过控制轧制控制冷却手段来细化晶粒提高产品质量。
低碳钢的形变终止温度应掌握在靠近800℃，最低也不要低于750℃以下。
对于高碳钢，为防止形成网状渗碳体，在成材时形变终止温度宜控制在约850℃左右，如果再把形变终止温度和轧后快冷很好的配合起来，就有可能将先共析渗碳体的析出完全加以抑制，而不出现网状渗碳体，即使形成也是细薄的易于消除，不需要增加额外的工序。
过共析碳素钢与合金钢轧制以后，过剩渗碳体形成渗碳体（碳化物）网沿晶界分布。具有渗碳体网的钢材降低冷变形能力和增加产生淬火裂纹的倾向性。钢为消除渗碳体网要进行复杂的热处理，热处理并非能随时达到目的。因此，必须创造轧制后在钢中不形成渗碳体网那样的条件。在低温时终轧和钢轧制后相当快速冷却是能够达到目的。
如：GCr15为降低终轧前的温度，在精轧机组前装有水冷装置，轧后快冷，可以吹压缩空气然后进缓冷坑。
轧后缓冷将产生粗大的铁素体晶粒，同时屈服点降低，脆性转变温度升高。冷却速度与钢材的截面尺寸有关，大截面钢材难于实现快速冷却，因此对于同一牌号钢来说，大截面钢材的力学性能要低一些。国外圆钢在轧后通常采用空冷，这与国外钢中气体含量低有直接关系，采用在线穿水冷效果会更好，穿水冷圆钢规格都在Ф75mm以下，采用穿水冷技术往往造成水冷线太长，投资增加，但快冷有利于减轻二次带状组织，但是在奥氏体晶粒粗大时，特别是在钢中的含锰量较高的情况下快冷有可能形成魏氏组织铁素体。所以轧后快冷要与低的形变终止温度相配合，在形变终止温度较低，奥氏体晶粒比较细小的情况下，即使快冷也不致于形成魏氏组织铁素体。
滚珠轴承钢有产生白点的倾向，因此滚针轴承钢轧制后应当缓慢冷却，或按照规定的制度进行热处理，在装料时温度应该不低于700℃，钢坯在坑中放置到温度不高于100---200℃平均72h，甚至终轧温度较低时，以后钢材缓慢冷却在钢中也产生渗碳体网。缓冷时温度从低于650℃开始不形成渗碳体网，因此为避免得到渗碳体网起见，钢材轧后每根棒材单独冷却以尽可能快的速度直接冷却到温度650℃以下。保证得到不带渗碳体网的滚珠轴承钢冷却速度依终轧变形温度而定，当终轧温度在900--950℃时，冷却速度必须不低于45---50℃/min，随终轧温度的下降，冷却速度可以降低。
控制合适的最终精轧温度（在Ac3附近的温度），在精轧机组并配于合适的压缩率（约40%），可使低、中碳钢以及合金钢、弹簧钢、轴承钢等中合金钢，获得理想的金相组织和最佳的力学性能，为此在棒材精轧机最后两架前设置了水冷箱，而且为使急冷后的轧件内外温度均匀，棒材精轧机组前设置了均温段。
钢材轧制后可分为以下几种冷却方法：
1．空气中。
2．导热性低的材料中。
3．在保温箱中。
4．无加热设备的保温坑中。
5．预热保温坑和炉子中。
6．有加热设备的保温坑和炉子中。
7．水中。
以下是有代表性钢种控轧控冷采用方法：
1．轴承钢和弹簧钢
要求低温下完成精轧,而轧后要求保温缓冷,轴承钢为防止网状碳化物的析出,轧后先快冷后慢冷。轴承钢的终轧温度严格控制在800-850℃，以利于破碎网状碳化物，当终轧温度大于900℃时，可喷水把钢快速冷却至600---650℃（以防止网状碳化物继续析出），然后再缓慢冷却。为此在精轧机前设冷却水箱，以控制进入精轧机的轧件温度。
2．调质处理钢（淬火+高温回火双重处理）
调质处理钢组织为回火索氏体，经过调质处理的钢既有高的强度极限和屈服极限，又有足够的范性和韧性，故具有高的综合力学性能。经过调质处理的钢主要用于高强度并受冲击或交变负荷的重要工件如连杆、轴类等。
根据连轧产品大纲定位：优质碳素结构钢:22.5万吨，合金结构钢:22.5万吨，对占生产总量的90%，如此量大的钢进行温度控制，具备增加竞争力的优势。
3．优质碳素结构钢和合金结构钢
优质碳素结构钢和合金结构钢都属于亚共析钢,亚共析钢的淬火温度为AC3以上30---50℃，针对小于40mm规格的圆钢在精轧机前设置冷却水箱,作用细化晶粒，淬火后获得马氏体组织。然后经过高温回火，回火是将淬火后的钢在A1以下加热，使其转变成为稳定的回火组织。
对较大规格圆钢进行在线温度控制厂家：意大利乌迪内ABS LUNA工厂，生产规格：∮20----∮100mm圆钢，钢种为：碳钢、表面淬硬钢、淬火和回火钢、微合金钢、轴承钢、弹簧钢、不锈钢，对∮20----∮90mm圆钢进行在线温度控制。
根据目前石钢产品定位问题，随着钢材用户发生变化，提供汽车用钢及向高端市场发展已成为必然，向用户提供理想的金相组织和最佳力学性能，具备竞争优势，在考虑冷却制度时，应该在精轧机组前后设置水冷箱主要针对小于40mm圆钢，进行在线温度控制。
在精轧机组后设置水冷箱，国外认为对于大规格圆钢只能起到去除氧化铁皮，提高表面质量，对细化晶粒作用不大，反而会使圆钢内部晶粒大小不均匀，进行在线温度控制，无疑会使轧制线加长增加投资。
在精轧机后设置多长水冷箱，提供参考的厂家不多，只有意大利ABSLUNA厂，长度为55米。
从长远发展及质量要求考虑，应该考虑在线温度控制，先在精轧机后加水冷箱，至少可以去除氧化铁皮，提高表面质量。各类钢的加热、终轧、冷却制度见表一：
一、控制轧制
1、控制轧制理论
在热轧过程中通过对金属加热制度、变形制度和温度制度的合理控制，使固态相变与热塑性变形结合，以获得细小晶粒组织，使钢材具有优异的综合力学性能。对于低碳钢和低合金钢来说，采用控制轧制工艺主要是通过控制轧制工艺参数，细化变形奥氏体晶粒，经过奥氏体向铁素体和珠光体的相变，形成细小的铁素体晶粒和较为细小的珠光体球团，从而达到提高钢的强度、韧性和焊接性能的目的；对于高碳钢和过共析钢来说，采用控温轧制技术，细化变形奥氏体晶粒，在接近奥氏体相变点终轧。
2、热机轧制
目前热机轧制圆钢规格为∮40以下，并且主要为低碳钢和低合金钢，以细化铁素体晶粒为主要目的，在750℃——790℃终轧，精轧前和精轧后要穿水冷却。再大规格圆钢，穿水冷后，表面和芯部温度不均，轧制后表面易形成细小裂纹；轧后再结晶时芯部与表面晶粒度不同，造成棒材横断面上组织不均。
3、常化轧制
对于∮40——∮80圆钢可采用常化轧制，最后四道次总变形量要在50——60%，进精轧机前等温，终轧温度800℃——850℃，轧后快速冷却。
4、控温轧制
终轧温度850℃——900℃，轧后控制冷却，提高表面质量。对于高碳钢，可获得较为细小的珠光体球团；对于过共析钢，可减轻网状碳化物的析出。
二、石钢采用轧制工艺
20#、45#、20CrMo、20CrMnTi、40Cr、40MnB等钢种生产∮50——∮80圆钢可采用常化轧制工艺，但进精轧机组前需等温，增加了工艺距离、缩减了产量，最后4道次变形量加大，为保证更高产品精度和轧件横断面上变形均匀，最好增上定径机，增加了投资，∮80以上规格需采用控温轧制；对于生产弹簧扁钢，可采用热机轧制工艺，在铁素体和奥氏体双相区终轧，细化变形奥氏体晶粒，经过奥氏体向铁素体和珠光体的相变，形成细小的铁素体晶粒和较为细小的珠光体球团，从而达到提高钢的强度和韧性目的，但是精轧前后需穿水冷却，增加了投资，拉长了轧钢区的工艺距离；对于轴承钢则需全部采用控温轧制，防止网状碳化物的析出，提高表面质量。
从投资和工艺位置的角度考虑，石钢采用控温轧制工艺，降低开轧温度，控制终轧温度，并轧后控制冷却，来获得良好的表面质量和较为良好的内部组织。
不同钢种和规格轧制工艺：
钢种规格轧制工艺
20#、45#、20CrMo、20CrMnTi、40Cr、40MnB∮50——∮80常化轧制；控温轧制
∮80——∮150控温轧制
GCr15∮50——∮95控温轧制
60Si2Mn14mm—20mm×165mm—160mm热机轧制，精轧前后需穿水冷却；控温轧制
注：上表中弹簧扁钢需用180mm×220mm或200mm×200mm连铸坯生产。
各类钢的加热、终轧、冷却制度
钢种45#加热温度℃1050——————1180
冷却方式空冷
终轧温度℃≥850℃
钢种40Cr加热温度℃1050——————1180
冷却方式空冷
终轧温度℃≥850℃
钢种20MnV、40MnB、20CrMo加热温度℃1050——————1180
冷却方式堆冷
终轧温度℃≥850℃
钢种GCr15加热温度℃1050——————1100
冷却方式坑冷，入坑温度≥600℃
终轧温度℃≥850℃
钢种20CrMnTi加热温度℃1050——————1120
冷却方式∮85mm以下堆冷，∮85mm以上坑冷，入坑温度≥℃
终轧温度℃≥850℃
45Mn2、27SiMn加热温度℃1050——————1180
冷却方式坑冷，入坑温度≥400℃
终轧温度℃≥850℃
60Si2Mn加热温度℃1030——————1120
冷却方式坑冷，入坑温度≥℃
终轧温度℃≥850℃
Nb:具有压制奥氏体再结晶，细化奥氏体的作用，在低温下析出有析出强化作用。铌含量标准中的下限为0.005%，实际上，钢中大都是在0.03%-0.05%，为标准中规定的下限值得6.0-10.0倍。
Ti：可以提高钢的晶粒粗化温度，促进晶粒细化，提高强度与韧性。特别是对提高焊接热影响区的韧性有独特的贡献。
V：钒有沉淀强化，提高强度作用，含量控制在0.05%-0.10%之间。为API标准中规定下限的碳含量的2.5-5.0倍。
Mo：钼有利针状组织的发展，因而能在级低的碳含量下得到提高的强度。
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