马氏体相变具有什么特征，它和成核
马氏体相变 martensitic transformation 马氏体最初是在钢（中、高碳钢）中发现的：将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
1895年法国人奥斯蒙（F.Osmond）为纪念德国冶金学家马滕斯（A.□artens）,把这种组织命名为马氏体(□artensite)。
人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-□n、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体（见固态相变）。
相变特征和机制 马氏体相变具有 热效应和体积效应，相变过程是形核和长大的过程。
但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。
马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10□cm□s□。
人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。
其特征可概括如下： 马氏体相变是无扩散相变之一，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。
马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移,这种位移是切变式的（图1切变式位移示意）。
原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2 原子位移产生点阵应变）。
这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。
将一个抛光试样的表面先划上一条直线，如图3a马氏体相变时的形状改变中的PQRS，若试样中一部分(A□B□C□D□-A□B□C□D□)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR□及R□S□三段相连的直线,两相界面的平面A□B□C□D□及A□B□C□D□保持无应变、不转动，称惯习（析）面。
这种形状改变称为不变平面应变（图3 马氏体相变时的形状改变）。
形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。
由图4 高碳钢中马氏体的表面浮突×600可见,高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5表面浮突示意示意,可见马氏体形成时,与马氏体相交的表面上发生倾动,在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘（图6Co-30.5Ni合金形成六方马氏体时产生的表面浮突干涉图像）。
马氏体的惯习（析）面 马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如镍钢中马氏体在奥氏体(γ)的{135}上最先形成（图7 Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体）。
马氏体形成时和母相的界面上存在大的应变。
为了部分地减低这种应变能，会发生辅助的变形，使界面改变如图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体中由{135}变为{224}面。
图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体中马氏体呈透镜状，它具有中脊面，是孪晶密度很高的面，即{135}□面，这些马氏体内部的孪晶是马氏体内的亚结构。
在铁基合金的马氏体中存在孪晶或（和）位错,在非铁合金中一般存在孪晶或层错。
由图7Fe-25Ni-0.3V－0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体还可见到：在马氏体周围的母相（奥氏体）中形成密度很高的位错，这是在马氏体相变时，母相发生协作形变而形成的。
由于马氏体相变时原子规则地发生位移,使新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。
在铁基合金中由面心立方母相γ变为体心立方(正方)
马氏体相变有什么特征机制
马氏体相变是一种无扩散相变或称位移型相变。
严格地说，位移型相变中只有在原子位移以切变方式进行，两相间以宏观弹性形变维持界面的连续和共格，其畸变能足以改变相变动力学和相变产物形貌的才是马氏体相变。
徐祖耀在总结以往诸多学者定义马氏体相变的基础上，提出这样简单的定义:替换原子无扩散(成分不改变,近邻原子关系不改变)和切变(母相和马氏体之间呈位向关系)而使其形状改变的相变，其中相变泛指一级(具有热量突变和体积突变，如放热和膨胀)形核长大型相变。
马氏体最初是在钢中发现的：将钢加热到一定温度后经迅速冷却，得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。
1895年法国人奥斯蒙为纪念德国冶金学家马滕斯，把这种组织命名为马氏体。
人们最早只把钢中由奥氏体转变为马氏体的相变称为马氏体相变。
20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变，如：Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。
目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体。
马氏体相变的特征机制：马氏体相变具有热效应和体积效应，相变过程是形成核心和长大的过程。
但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。
马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10cm·s。
人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。
其特征可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。
马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移,这种位移是切变式的。
原子位移的结果产生点阵应变(或形变)。
这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。
将一个抛光试样的表面先划上一条直线，若试样中一部分(A1B1C1D1-A2B2C2D2)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR'及R'S'三段相连的直线,两相界面的平面A1B1C1D1及A2B2C2D2保持无应变、不转动，称惯习（析）面。
这种形状改变称为不变平面应变。
形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。
高碳钢马氏体的表面浮突，可见马氏体形成时,与马氏体相交的表面上发生倾动,在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘。
马氏体形成有何特点
常见马氏体组织有两种类型。
中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。
马氏体转变同样是在一定温度范围内（Ms-Mz）连续进行的，当温度达到Ms点以下，立即有部分奥氏体转变为马氏体。
板条状马氏体有很高的强度和硬度，较好的韧性，能承受一定程度的冷加工；针状马氏体又硬又脆，无塑性变形能力。
马氏体转变速度极快，转变时体积产生膨胀，在钢丝内部形成很大的内应力，所以淬火后的钢丝需要及时回火，防止应力开裂。
形态特征马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，片状马氏体在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状、竹叶状的原因，板条状马氏体在金相观察中为细长的条状或板状。
奥氏体中含碳量≥1%的钢淬火后，马氏体形态为片状马氏体，当奥氏体中含碳量≤0.2%的钢淬火后，马氏体形状基本为板条马氏体。
马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。
中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。
高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一，同时马氏体的脆性也比较高。
相变特征和机制：马氏体相变具有热效应和体积效应，相变过程是形核和长大的过程。
但核心如何形成，又如何长大，目前尚无完整的模型。
马氏体长大速率一般较大，有的甚至高达10cm\\\/s。
人们推想母相中的晶体缺陷（如位错）的组态对马氏体形核具有影响，但目前实验技术还无法观察到相界面上位错的组态，因此对马氏体相变的过程，尚不能窥其全貌。
其特征可概括如下：马氏体相变是无扩散相变之一，相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。
马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移，这种位移是切变式的（图1切变式位移示意）。
原子位移的结果产生点阵应变(或形变)（图2 原子位移产生点阵应变）。
这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。
将一个抛光试样的表面先划上一条直线，如图3a马氏体相变时的形状改变中的PQRS，若试样中一部分(A□B□C□D□-A□B□C□D□)发生马氏体相变(形成马氏体),则PQRS直线就折成PQ、QR□及R□S□三段相连的直线，两相界面的平面A□B□C□D□及A□B□C□D□保持无应变、不转动，称惯习（析）面。
这种形状改变称为不变平面应变（图3 马氏体相变时的形状改变）。
形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。
由图4 高碳钢中马氏体的表面浮突×600可见，高碳钢马氏体的表面浮突，它可由图5表面浮突示意示意，可见马氏体形成时，与马氏体相交的表面上发生倾动，在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘（图6Co-30.5Ni合金形成六方马氏体时产生的表面浮突干涉图像）。
马氏体的惯习（析）面 马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如镍钢中马氏体在奥氏体(γ)的{135}上最先形成（图7 Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体）。
马氏体形成时和母相的界面上存在大的应变。
为了部分地减低这种应变能，会发生辅助的变形，使界面改变如图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体中由{135}变为{224}面。
图7Fe-25Ni-0.3V-0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体中马氏体呈透镜状，它具有中脊面，是孪晶密度很高的面，即{135}□面，这些马氏体内部的孪晶是马氏体内的亚结构。
在铁基合金的马氏体中存在孪晶或（和）位错，在非铁合金中一般存在孪晶或层错。
由图7Fe-25Ni-0.3V－0.3C钢中的马氏体及其周围的奥氏体还可见到：在马氏体周围的母相（奥氏体）中形成密度很高的位错，这是在马氏体相变时，母相发生协作形变而形成的。
由于马氏体相变时原子规则地发生位移，使新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。
在铁基合金中由面心立方母相γ变为体心立方(正方)形成性能马氏体由奥氏体急速冷却（淬火）形成，这种情况下奥氏体中固溶的碳原子没有时间扩散出晶胞。
当奥氏体到达马氏体转变温度（Ms）时，马氏体转变开始产生，母相奥氏体组织开始不稳定。
在Ms以下某温度保持不变时，少部分的奥氏体组织迅速转变，但不会继续。
只有当温度进一步降低，更多的奥氏体才转变为马氏体。
最后，温度到达马氏体转变结束温度Mf，马氏体转变结束。
马氏体还可以在压力作用下形成，这种方法通常用在硬化陶瓷上（氧化钇、氧化锆）和特殊的钢种（高强度、高延展性的钢）。
因此，马氏体转变可以通过热量和压力两种方法进行。
马氏体相变为什么属于无扩型相变
马氏体相变是一种无扩散相变或称位移型相变。
严格地说，位移型相变中只有在原子位移以切变方式进行，两相间以宏观弹性形变维持界面的连续和共格，其畸变能足以改变相变动力学和相变产物形貌的才是马氏体相变。
徐祖耀在总结以往诸多学者定义马氏体相变的基础上，提出这样简单的定义:替换原子无扩散(成分不改变,近邻原子关系不改变)和切变(母相和马氏体之间呈位向关系)而使其形状改变的相变，其中相变泛指一级(具有热量突变和体积突变，如放热和膨胀)形核长大型相变。
关于热处理 什么是ms点、mf点温度
1、马氏体为什么具有高硬度?马氏体具有高硬度和高强度，主要是以下几个因素影响所致：(A) 固溶强化：主要是碳对马氏体的固溶强化。
过饱和的碳原子间隙在Fe晶格中造成晶格畸变，形成一个强的应力场，它阻碍位错运动，从而提高了马氏体的硬度和强度。
(B）相变强化：马氏体转变时，会造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如位错或孪晶，它们会阻碍位错运动，从而使马氏体得到强化。
(C) 时效强化：马氏体形成后，因钢的Ms点大多处在室温以上，因此，在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生“自回火”，使碳原子和合金元素的原子向位错及其它晶体缺陷处扩散、聚集或碳化物弥散析出，钉扎位错，使位错运动受阻，从而提高马氏体的强度。
---------------------------------------------------------------------------------------------------------2.马氏体的塑性、韧性是否都差?马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构，片状马氏体具有高硬度、高强度，但韧性很差，而具有相同强度的板条马氏体的韧性要好得多，即板条马氏体不但具有高硬度、高强度，而且还具有相当高的塑性和韧性。
具体分析如下：-----------------------------------------------------------------------------------------------------1..低碳马氏体淬火状态下的低碳马氏体，由于高的位错密度、碳和合金元素的固溶强化和形成的板条束界（以及板条晶界）会引起钢的强化。
低碳马氏体的含碳量一般不超过0.25%，碳原子大部分偏聚在位错线附近，晶体构造仍保持立方晶结构。
低碳马氏体中主要是位错亚结构，可动位错能缓和局部地区应力集中，减少裂纹形核倾向以及削弱裂纹源码端应力峰值，这些作用均使马氏体断裂抗力增大，并使塑性，韧性提高。
从强化本质上分析，碳原子和位错交互作用可使马氏体强度增高，但并未造成强烈的四角不对称畸变，因此马氏体的塑性和韧性比较好。
板条束界对原奥氏体晶粒进行再分割相当于使低碳马氏体的晶体再变细，形成晶界强化。
晶界强化可以在提高强度的同时还提高韧性。
-----------------------------------------------------------------------------------------------------------------2.中碳马氏体淬火状态下未经回火的中碳马氏体是板条束马氏体和片状马氏体的混合物。
是大部分位错亚结构和少量孪晶亚结构的混合。
中碳钢和中碳合金钢都在调质状态下使用，这就是用降低强度的代价来换取高韧性。
这种方法获得的强韧配合，缺点在于不能保证高强度。
中碳马氏体低温回火时，马氏体基体中的含碳量与低碳马氏体相近，但由于有一定数量的孪晶亚结构和较多的ε碳化物，使强度较高而韧性低。
含硅、铝、镍等元素的钢可以把钢的回火脆性温度移向更高的温度，近年来低合金超高强度钢的发展，适当提高回火温度并未使钢的强度明显降低，用低、中温回火代替高温回火使中碳合金钢获得满意的强韧配合默契，充分发挥了板条马氏体的优良性能。
中碳马氏体钢高温回火时，伴随着基体再结盟晶和碳化物质点粗化，马氏体的韧性进一步改善。
--------------------------------------------------------------------------------------------------------------3.高碳马氏体过共析钢的最佳淬火温度是略高于A1点的两相区，高碳钢低温两相区淬火后的组织是马氏体和均匀分布的粒状二次碳化物，使钢在具有极高的强度条件下，仍能保持一定的塑性和韧性。
因为提高淬火温度会造成奥氏体晶粒粗化，二次碳化物的大量溶解，会使奥氏体（或马氏体）中含碳量增高，板条晶马氏体减少和片状晶马氏体增多，孪晶亚结构增多，显微裂纹敏感性增大和残留奥氏体增多等一系列对性能不利的影响。
组织形态和亚结构的变化必定引起性能的变化。
工业上的高碳钢都是在淬火低温回火的状态下使用。
高碳钢马氏体低温回火后具有很高的强度，但塑性、韧性极低。
在拉伸试验和冲击试验的条件下，通常不能正确地测定它们的力学性能，因此，有关这类钢低温回火的性能数据大都是由弯曲、扭转、压缩和硬度等试验提供的。
高碳钢马氏体低温回火状态下，决定断裂韧度高低的主要参数是碳化物相的分布、数量和相邻质点的间距λ，而基体晶粒的粗细（原奥氏体晶粒、马氏体板条束或片状晶的大小）对断裂韧度的影响不大。
由断裂韧度的变化规律可知过低的淬火温度对韧性也是不利的。
淬火温度降低将使碳化物（渗碳体）数量愈多，λ愈小，相当于断裂的特征距离愈小，质点间基体金属在外力作用下容易产生颈缩，为微孔聚合创造有利条件。
λ愈小，若有现存裂纹的条件下，裂纹容易借助微孔聚合扩展，钢的断裂韧度降低。
可见，高碳钢低温淬火时必定导致断裂韧度降低。
而相应的提高淬火加热温度，可以改善高碳马氏体低温回火状态下的断裂韧度。
因为升高淬火温度，一方面使未溶碳化数量减少，λ加大，增加断裂特征距离，另一方面因碳化物溶解，奥氏体中含碳量增多，淬火后残留奥氏体增多，这两点都能改善钢的断裂韧度。
但是，用这样的方法提高断裂韧度的同时，由未溶碳化物提供的耐磨性等性能随之降低，因此，采用时必须注意兼顾钢的强度、韧性和耐磨性。
高碳钢进行高温回火时，相同强度条件下韧性较差，同时又没有发挥出高碳的强化作用，所以高碳钢一般不会在高温回火状态下使用。
钢板的交货状态 有一种是TMCP 请具体解释
新一代TMCP生产所谓TMCP(Thermo Mechanical Control Process：热机械控制工艺)就是在热轧过程中，在控制加热温度、轧制温度和压下量的控制轧制(CR Control Rolling)的基础上，再实施空冷或控制冷却(加速冷却／ACC：Accelerated Cooling)的技术总称。
1.传统的TMCP技术 传统的TMCP技术是将钢坯加热到1150－1050℃温度，在再结晶区或未再结晶区给予大压下进行轧制，然后再根据轧件的不同，进行不同温度区段的冷却。
通常根据不同钢种，控制钢板950℃-600℃温度范围的变形量，达到奥氏体状态的控制和进一步由这种受控态奥氏体发生相变的控制。
图1 为控制轧制和控制冷却技术示意图。
TMCP目的是改善钢板组织状态，细化奥氏体晶粒，使碳化物在冷却过程中于铁素体中弥散析出，提高钢板强度和综合机械性能。
传统TMCP技术利用添加微合金元素来扩大未再结晶区，采用低温大变形产生硬化奥氏体通过加速冷却控制硬化奥氏体相变。
但是传统TMCP技术的不足包括以下两点： 1)微合金元素的添加 铌等微合金元素的加入，除显著提高钢材的再结晶温度，扩大未再结晶区外，会大幅度提高材料的碳当量，进而恶化材料的焊接性能。
另外，随着社会的高速发展，人类面临越来越严重的资源、能源短缺问题，可持续发展战略思想不允许大量微合金元素的被采用。
2) 低温大压下轧制 低温大压下轧制，导致轧机受力过大，降低了轧机的使用寿命。
另外，长期以来人们为了大幅度提高轧制设备能力，投入了大笔资金、人力和资源。
因此发展出新一代TMCP技术。
2.新一代TMCP技术 为了弥补传统TMCP技术的不足，根据TMCP技术特点创新出以超快冷技术为核心的新一代TMCP技术即NG-TMCP。
1) NG-TMCP中心思想 NG—TMCP的中心思想是：(1)在奥氏体区间，趁热打铁，在适于变形的温度区间完成连续大变形和应变积累，得到硬化的奥氏体；(2)轧后立即进行超快冷，使轧件迅速通过奥氏体相区，保持轧件奥氏体硬化状态；(3)在奥氏体向铁素体相变的动态相变点终止冷却；(4)后续依照材料组织和性能的需要进行冷却路径的控制。
NG-TMCP的中心思想新一代技术开始应用阶段主要用于生产高强度造船钢板和长距离输送石油、天然气用管线钢板，以及其它用途的高强度焊接结构钢板。
近年来，又开发出了应用于LPG储罐和运输船用钢板、高层建筑用厚壁钢板、海洋构造物等重要用途的钢板。
以造船板、管线用钢板、焊接结构钢板等产品为主的厚钢板，在钢铁发达国家采用新一代TMCP技术生产的约占30-50%。
2) NG-TMCP技术特征 (1).低成本、减量化的成分设计 新一代钢铁材料的开发，尽量少地添加合金元素或微合金化元素，以达到生产高性能钢材的目的。
高强度、高塑性及高吸能潜力的先进高强度钢（AHSS-Advanced High Strength Steel），如双相钢(DP-Dual Phase)和相变诱导塑性钢(TRIP-Transformation Induced Plasticity)在汽车工业中己得到广泛应用。
其中AHSS钢强化机理依赖相变及软硬相的复杂结合来达到所需的性能。
(2).高速连轧的温度制度 NG—TMCP采用适宜的正常轧制温度进行连续大变形，在轧制温度制度上不再坚持“低温大压下”的原则。
所以，与“低温大压下”过程相比，轧制负荷(包括轧制力和电机电流)可以大幅度降低，设备条件的限制可以大为放松。
(3).精细控制、均匀化的超快速冷却 轧后钢材由终轧温度急速快冷，经过一系列精细控制的、均匀化的超快速冷却，迅速穿过奥氏体区，达到快速冷却条件下的动态相变点。
在轧件温度达到动态相变点后，立即停止超快速冷却。
(4).超快速冷却后的冷却路径控制 根据不同用户对钢板性能的不同要求，利用控制冷却路径来控制硬化奥氏体的相变，得到多相或双相同比例的不同组织，实现对钢的相变强化，缩短相变时间。
例如强度要求不是很高的钢，冷却到动态相变点附近时，采用一定的冷却速度得到铁素体钢(冷却路径见图2的a);当强韧性要求都较高时，可采用较大冷速进入贝氏体区，得到贝氏体组织(冷却路径见图2的b);如果对强度要求很高的钢采用更大冷却速度，得到马氏体钢(冷却路径见图2的c)。
(5).产品组织和性能特点 由于NG—TMCP技术仍然坚持传统TMCP的两条原则，即奥氏体硬化的控制和硬化奥氏体相变过程的控制，所以NG—TMCP可以实现材料晶粒细化，发挥细晶强化的作用。
同时在超快速冷却后材料的相变过程可以依据需要进行冷却路径控制，所以相变组织可以得到控制，从而实现相变强化。
所以材料的强度、塑性、韧性、卷边成形性等综合性能可以大为改善(如兼有高强度、高延伸、良好的卷边性能、低屈强比等)。
3.传统TMCP与新一代TMCP技术对比 1) 轧制区间不同 新一代TMCP技术采用再结晶区范围内的正常轧制温度轧制，传统TMCP技术在较低温度的未再结晶区轧制。
2) 轧后内部应力不同 新一代TMCP技术采用正常温度下连续轧制。
由于温度高，使积累的位错可以进行滑移和析出，高能状态应力得以释放而传统TMCP技术采用的是低温大压下轧制(见图1)，位错聚集，造成内部应力集中，不能释放。
3) 相变机理不同 新一代TMCP技术的相变是一种动态相变，相变发生在变形过程中和相变后短时内，它是形核控制相变，从界面形核开始，在连续热变形、连续应变能积累和释放过程中晶核在高时变区（应变带、滑移带、孪晶带、亚结构界面）不断反复形核，具有“形核位置不饱和”机制：相变速率快，可产生等轴低位错密度的超细亚铁素体。
而传统TMCP技术的相变主要发生在变形后的连续冷却过程中。
4) 控制冷却能力的不同 传统TMCP技术是在相变点附近轧制，冷却途径只有一条，其冷却途径不能控制，而新一代TMCP技术可以根据用户对钢板组织与性能的要求，控制冷却路径和所需组织，可以设计多条冷却路径，而且比传统加速冷却速度快2-5倍，使钢板强度提高，焊接性改善，且处理后钢板表面的温度非常均匀。
4.新一代TMCP技术超快速冷却技术与设备的要求NG-TMCP生产工艺要求轧后钢材急速快冷，经过一系列精细控制的、均匀化的超快速冷却，迅速穿过奥氏体区，达到快速冷却条件下的动态相变点。
这就要求超快冷却技术至少具有以下3个特点：（1）具有超快冷却能力，即其冷却速度可以达到水冷的极限速度；（2）板面内温度分布均匀；（3）可实现高精度的冷却终止温度控制。
5.结束语 随着国民经济的快速发展及可持续发展战略思想的不断深入，制造业领域提出了4R原则，即减量化、再循环、再利用和再制造。
钢铁生产单位必将坚持减量化的原则，即采用节约型的成分设计和减量化的生产方法，获得高附加值、可循环的钢铁产品。
新一代的TMCP技术逐渐代替传统的TMCP技术，称为生产宽厚板不可或缺的技术。
