低碳钢中以氧化物为核心针状铁素体的形成

D01:10.13374j.isml00103x2006.04.011 第28卷第4期 北京科技大学学报 Vol.28 Na 4 2006年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2006 低碳钢中以氧化物为核心针状铁素体的形成 卜 勇2》胡本芙)尹法章)陈晓2) 1)北京科技大学材料科学与工程学院。北京1000832)武汉钢铁集团技术中心，武汉430080 摘要通过高温热扩散结合法系统地研究了在含C0.C02的低碳钢中晶内针状铁素体形核现 象.实验结果表明：钢中针状铁素体的形核是由稳定的氧化物C0,C02质点非均匀形核引起的. 在CaO,CeO2氧化物周围存在明显应变区.它是晶内针状铁素体非均匀形核起支配作用的驱动力， 可以在一个夹杂氧化物上多处形核，同时形成大量新的奥氏体/铁素体高能内界面，提供发生激发 形核的表面效应.氧化物尺寸在0.1~Q6m范围内对形成晶内针状铁素体效果最好. 关键词低碳钢：氧化物：针状铁素体；高温扩散：显微组织 分类号TG335.5 在含Ti的低碳钢中，常常在Ti的氧化物上 1 实验程序 形成取向杂乱、相互交叉连接的铁素体板条，称为 11实验原材料 针状铁素体(Acicular Ferrite,AF),特别是在焊接 真空治炼30kg钢锭，然后热轧成15mm圆 热影响区(Hot Affect Zone)中，这种针状铁素体 棒.其化学成分（质量分数，%）为：C,012:S 组织能够提供高强度和高韧性相结合的细化组 织1习 0.15;Mn,1.45;P,0.0061;S,痕迹. 在热轧圆棒上切取试样加工成10mm×60 针状铁素体在TO,Ti203氧化物上形核已被 mm的圆柱从中间切成40和20mm两段，试样 确认并被认为是最有效的针状铁素体形核 剂34.在奥氏体晶粒内T的氧化物质点成为针 端部用细砂纸抛光成为清洁镜面. 12热扩散实验 状铁素体有效形核地点，除了其氧化物可以作为 热压扩散实验装置示意图如图1所示.在两 非自发核心的靠背作用之外，另一个原因是在Ti 个低碳钢圆柱之间分别填充Ca0或CeO2粉末进 氧化物质点周围形成奥氏体形成元素Mn的贫化 区(Mn-Depleted Zones,.MDZ)3sA.提高y→a 行热扩散结合实验，研究了低碳钢和氧化物间相 界面发生反应的现象以及氧化物核心作为品内铁 转变点Ar3温度，促进晶内铁素体形成.然而，有 素体形成的有效性， 关Ti氧化物周围形成MDZ的原因有两种观点： 试样在Ar气体保护下，加热至1250℃，保持 一是高温奥氏体晶粒内，在Ti氧化物质点上形成 60min,施加压力60MPa,然后以47.6℃·min1 MnS可以作为直接形核地点；二是Ti氧化物是 速度冷却至580℃，保温20min.再以50℃· 阳离子缺位型化合物，其本身可以吸收近旁固溶 min1冷却至室温. 体中Mn原子，在氧化物周围形成贫Mn层. 目前有关在非金属夹杂物上形核，促进晶内 2结果分析 针状铁素体形成的机理报导很多9，其中多数 2.1钢的组织观察 氧化物可以作为形核点，但并不一定与Mn的浓 取钢一氧化物接触界面部分研磨抛光.用4% 度贫化区有关.本文利用高熔点、稳定性高的 硝酸酒精溶液浸蚀镜面，采用光学显微镜和SEM CaO,CeO2氧化物添加到低碳无S钢中，考察了 观察界面组织并进行氧化物核心的成分分析. 其对晶内铁素体形核的有效性. 由图2表明，热压扩散法成功地导致氧化物 收稿日期：2005-02-28修回日期：200601-20 质点均匀分布在钢中，图中小黑点就是Ca0颗 作者简介：卜勇(1969一)，男，博士研究生：胡本芙(1937一).男， 粒，由于粒度不同，氧化物颗粒尺寸也显得不同. 教授，博士生导师 如果把钢一氧化物接触面处组织放大后可以清楚

低碳钢中以氧化物为核心针状铁素体的形成 卜 勇1 , 2) 胡本芙1) 尹法章1) 陈 晓2) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)武汉钢铁集团技术中心, 武汉 430080 摘 要 通过高温热扩散结合法系统地研究了在含 CaO , CeO2 的低碳钢中晶内针状铁素体形核现 象.实验结果表明:钢中针状铁素体的形核是由稳定的氧化物 CaO , CeO2 质点非均匀形核引起的. 在 CaO, CeO2 氧化物周围存在明显应变区, 它是晶内针状铁素体非均匀形核起支配作用的驱动力, 可以在一个夹杂氧化物上多处形核, 同时形成大量新的奥氏体/铁素体高能内界面, 提供发生激发 形核的表面效应.氧化物尺寸在 0.1 ～ 0.6μm 范围内对形成晶内针状铁素体效果最好. 关键词 低碳钢;氧化物;针状铁素体;高温扩散;显微组织 分类号 TG 335.5 收稿日期:2005 02 28 修回日期:2006 01 20 作者简介:卜勇(1969—), 男, 博士研究生;胡本芙(1937—), 男, 教授, 博士生导师 在含 Ti 的低碳钢中 , 常常在 Ti 的氧化物上 形成取向杂乱、相互交叉连接的铁素体板条, 称为 针状铁素体(Acicular Ferrite , AF),特别是在焊接 热影响区(Hot Affect Zo ne)中, 这种针状铁素体 组织能够提供高强度和高韧性相结合的细化组 织[ 1 2] . 针状铁素体在 TiO , Ti2O3 氧化物上形核已被 确认 并被 认为是 最有 效的 针状铁 素体 形核 剂[ 3 4] .在奥氏体晶粒内 Ti 的氧化物质点成为针 状铁素体有效形核地点 ,除了其氧化物可以作为 非自发核心的靠背作用之外, 另一个原因是在 Ti 氧化物质点周围形成奥氏体形成元素 M n 的贫化 区(Mn-Depleted Zones, MDZ)[ 3 , 5 6] .提高 γ※α 转变点 Ar3 温度,促进晶内铁素体形成.然而 ,有 关 Ti 氧化物周围形成 M DZ 的原因有两种观点: 一是高温奥氏体晶粒内, 在 Ti 氧化物质点上形成 M nS 可以作为直接形核地点;二是 Ti 氧化物是 阳离子缺位型化合物 , 其本身可以吸收近旁固溶 体中 M n 原子 ,在氧化物周围形成贫 Mn 层 . 目前有关在非金属夹杂物上形核 ,促进晶内 针状铁素体形成的机理报导很多[ 7 9] , 其中多数 氧化物可以作为形核点 , 但并不一定与 M n 的浓 度贫化区有关 .本文利用高熔点 、稳定性高的 CaO ,CeO2 氧化物添加到低碳无 S 钢中 , 考察了 其对晶内铁素体形核的有效性 . 1 实验程序 1.1 实验原材料 真空冶炼 30 kg 钢锭 ,然后热轧成 15 mm 圆 棒.其化学成分(质量分数, %)为:C , 0.12 ;Si, 0.15 ;Mn , 1.45 ;P , 0.006 1 ;S ,痕迹 . 在热轧圆棒上切取试样加工成 10 mm ×60 mm 的圆柱, 从中间切成 40 和 20 mm 两段 ,试样 端部用细砂纸抛光成为清洁镜面. 1.2 热扩散实验 热压扩散实验装置示意图如图 1 所示 .在两 个低碳钢圆柱之间分别填充 CaO 或 CeO2 粉末进 行热扩散结合实验 , 研究了低碳钢和氧化物间相 界面发生反应的现象以及氧化物核心作为晶内铁 素体形成的有效性. 试样在Ar 气体保护下, 加热至1 250 ℃,保持 60 min ,施加压力 60 MPa ,然后以 47.6 ℃·min -1 速度冷却至 580 ℃, 保温 20 min , 再以 50 ℃· min -1冷却至室温. 2 结果分析 2.1 钢的组织观察 取钢-氧化物接触界面部分研磨抛光, 用 4 % 硝酸酒精溶液浸蚀镜面, 采用光学显微镜和 SEM 观察界面组织并进行氧化物核心的成分分析 . 由图 2 表明 , 热压扩散法成功地导致氧化物 质点均匀分布在钢中 , 图中小黑点就是 CaO 颗 粒, 由于粒度不同 , 氧化物颗粒尺寸也显得不同. 如果把钢-氧化物接触面处组织放大后可以清楚 第 28 卷 第 4 期 2006 年 4 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .28 No.4 Apr.2006 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2006.04.011

·358· 北京科技大学学报 2006年第4期 -60 MPa 钢样 钢套 粉末 200m 010 图2经热扩散后含Ca0钢的组织 Fig.2 Optical micrograph of the specimen from stee CaO after 40 steniz减ion 图1热压扩散实验装置示意图（单位：mm) 看到（如图3所示），无论是Ca0还是CeO2钢的 Fig.I Schematic drawing of a specimen for diffusion bonding 组织均由晶内铁素体编织而成，这种针状铁素体是 experiment (unit.mm) 以氧化物为核心形成的，而多晶铁素体(Poly gonal (a)含Ca0钢 b)含C0钢/ 200um 200 um 图3钢的组织及钢/氧化物(C0或CO,)相界面区组织 Fig.3 Optical micrographs of the steehCao (or CO,)interfaces bonded Ferrite,PF)等晶界铁素体均被抑制，晶内针状铁 化物以Ce02和Ca0为主，并含有一定量Si;两种 素体板条均从氧化物颗粒中心以放射状形成，并 氧化物周围成分分析并没有发现明显的贫Mn区 在同一奥氏体晶粒内具有不同位向. (尽管氧化物中含有微量Mn):氧化物周围存在明 钢中晶内针状铁素体AF的形成、形态和数 显的应变区.所以MDZ作为晶内针状铁素体非均 量是由实验冷却速度决定的.试样从1250℃单 匀形核的主要化学驱动力作用并没有得到证明. 相奥氏体组织以47.6℃·s1冷却时，可以借用同 由图5可以看出：以氧化物为核心针状铁素 样成分钢的CCT相图得知10，当冷至800℃左 体向四周成放射状，无位向分布.无论是尺寸较 右，进入多晶体铁素体相区后约在600℃进入针 大的或尺寸较小的氧化物均可以起到核心作用， 状铁素体或粗状针状铁素体(Coarse Acicular Fer- 氧化物尺寸在0.1~0.6m范围内起核心作用的 ite,CAF)区，此时钢在580℃保温，促使AF大量 氧化物最有效.由图还可以看出，氧化物作为核 形成.但是钢的组织中很少能看到P℉等多边形 心的只是一部分，有些针状铁素体是由一次铁素 铁素体，这是因为以氧化物为核心形成的AF优 体板条诱发出来的，形成二次或三次铁素体板条， 先于PF形成进而抑制PF形成这也说明CaO, 即铁素体板条形成具有激发形核效应 CO2作为AF形成核心的形核能力（或势）是很 R.A.Ricks提出1，在某些区域形成AF 强的. 板条总数比形核位置的氧化物数目可以大一个数 2.2氧化物核心 量级，这是因为AF形核可以发生在初次针状铁 采用SEM附设的EDX对钢中晶内铁素体核 素体和奥氏体形成的弯曲高能的界面上，图5所 心成分进行分析，其结果如图4所示.非金属氧 观察的氧化物作为AF核心，仅仅形成了少量的

图 1 热压扩散实验装置示意图(单位:mm) Fig.1 Schematic drawing of a specimen for diffusion bonding experiment (unit , mm) 图 2 经热扩散后含CaO钢的组织 Fig.2 Optical micrograph of the specimen from steel-CaO after austenization 看到(如图 3 所示), 无论是 CaO 还是 CeO2 钢的 组织均由晶内铁素体编织而成 ,这种针状铁素体是 以氧化物为核心形成的, 而多晶铁素体(Poly gonal 图 3 钢的组织及钢/ 氧化物(CaO 或 CeO2)相界面区组织 Fig.3 Optical micrographs of the steel-CaO(or CeO2)interfaces bonded Ferrite , PF)等晶界铁素体均被抑制 ,晶内针状铁 素体板条均从氧化物颗粒中心以放射状形成, 并 在同一奥氏体晶粒内具有不同位向 . 钢中晶内针状铁素体 AF 的形成、形态和数 量是由实验冷却速度决定的 .试样从 1 250 ℃单 相奥氏体组织以 47.6 ℃·s -1冷却时, 可以借用同 样成分钢的 CC T 相图得知[ 10] , 当冷至 800 ℃左 右,进入多晶体铁素体相区后约在 600 ℃进入针 状铁素体或粗状针状铁素体(Coarse Acicular Fer￾rite ,CAF)区,此时钢在 580 ℃保温 ,促使 AF 大量 形成.但是钢的组织中很少能看到 PF 等多边形 铁素体,这是因为以氧化物为核心形成的 AF 优 先于 PF 形成,进而抑制 PF 形成, 这也说明 CaO , CeO2 作为 AF 形成核心的形核能力(或势)是很 强的 . 2.2 氧化物核心 采用 SEM 附设的 EDX 对钢中晶内铁素体核 心成分进行分析 , 其结果如图 4 所示.非金属氧 化物以CeO2 和CaO 为主 ,并含有一定量 Si ;两种 氧化物周围成分分析并没有发现明显的贫 M n 区 (尽管氧化物中含有微量 M n);氧化物周围存在明 显的应变区 .所以 MDZ 作为晶内针状铁素体非均 匀形核的主要化学驱动力作用并没有得到证明. 由图 5 可以看出 :以氧化物为核心针状铁素 体向四周成放射状 , 无位向分布 .无论是尺寸较 大的或尺寸较小的氧化物均可以起到核心作用, 氧化物尺寸在 0.1 ～ 0.6 μm 范围内起核心作用的 氧化物最有效.由图还可以看出, 氧化物作为核 心的只是一部分, 有些针状铁素体是由一次铁素 体板条诱发出来的, 形成二次或三次铁素体板条, 即铁素体板条形成具有激发形核效应. R .A .Ricks 提出[ 11] , 在某些区域形成 AF 板条总数比形核位置的氧化物数目可以大一个数 量级 ,这是因为 AF 形核可以发生在初次针状铁 素体和奥氏体形成的弯曲高能的界面上 .图 5 所 观察的氧化物作为 AF 核心, 仅仅形成了少量的 · 358 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 4 期

Vol.28 No.4 卜勇等：低碳钢中以氧化物为核心针状铁素体的形成 ·359。 300 600 0μm 250 10 um 200 e (a)含Ca钢 (b)含Ce钢 200 100 Fe Ca Mn 50- Ce 102.0304.05.06.07.080 1.0203.04.05.06.07.0 能量keV 能量keV 图4晶内铁素体核心金相照片及成分分析 Fig.4 Micrographs and chemical compositi on of IAF oxide particles in steels b)含Cc0,钢 00μm 图5钢中以氧化物为核心的针状铁素体形貌 Fig 5 Typical formation of IAF at oxide particles in steels 初次晶内针状铁素体，但却提供了大量的相界面， 进铁素体优先形核. 这些由高密度位错构成的界面结构，促进了二次 (3)奥氏体形成元素在氧化物周围发生贫 或三次铁素体形成.图6给出了晶内针状铁素体 化，升高化学自由能，使得铁素体优先在氧化物上 激发形核形成示意图.所以，图5中观察到较高 形核（如贫化Mn或B区）. 含量的AF形成与氧化物数量既有直接作用，同 根据上述机理并结合本实验结果可以得出， 时也有间接作用，只有这样才能对钢中较高含量 Ca0和CeO2氧化物与基体界面点阵是非共格， 的AF形成做出科学解释 而且在其周围也没有发现奥氏体形成元素的贫化 区.由于Ca0和C02氧化物的热膨胀系数与奥 氏体有很大差异，在冷却过程中，由于发生热胀冷 缩的结果，在氧化物周围产生应变场，造成基体点 阵发生高的畸变，改变此区域的原子规则排列位 A:初始板条 置，增大点阵振动频率，而导致振动熵增加.因而 B:夹杂物 C:针状铁素体 相界面自由能升高，相变驱动力增大，有利于AF 优先在相界面上形核.氧化物周围形成局部应变 图6晶内针状铁素体形成示意图 Fig.6 Schematic representation of acicular ferrite formation 场是增大氧化物形核能力的主要原因，也是AF 初次形核的有效地点.随之连锁发生的激发形核， 2.3氧化物性质及形核能力 进而提供大量相界面，促进AF进一步大量形成. 目前，关于氧化物（或析出物）为核心形成晶 24氧化物尺寸分布 内针状铁素体的机理有以下几种主要说法 在考虑氧化物尺寸对晶内铁素体形核，必须 (1)析出物与铁素体间内界面呈共格状态， 与奥氏体晶粒尺寸联系起来，若氧化物数量少和 使得铁素体在析出物上容易形核（如VN/铁素体 尺寸很小时，则奥氏体晶粒要粗大化，就不足以促 界面) 进针状铁素体形核，甚至会形成粗大魏氏体组织 (2)氧化物和奥氏体基体间热膨胀系数不 和贝氏体组织.如果氧化物尺寸小而数量多，则 同，在冷却过程中造成氧化物周围应变能增大，促 起到钉扎奥氏体晶粒长大作用，得到细小得奥氏

图 4 晶内铁素体核心金相照片及成分分析 Fig.4 Micrographs and chemical composition of IAF oxide particles in steels 图 5 钢中以氧化物为核心的针状铁素体形貌 Fig.5 Typical formation of IAF at oxide particles in steels 初次晶内针状铁素体 ,但却提供了大量的相界面, 这些由高密度位错构成的界面结构, 促进了二次 或三次铁素体形成.图 6 给出了晶内针状铁素体 激发形核形成示意图 .所以, 图 5 中观察到较高 含量的 AF 形成与氧化物数量既有直接作用, 同 时也有间接作用, 只有这样才能对钢中较高含量 的AF 形成做出科学解释 . 图 6 晶内针状铁素体形成示意图 Fig.6 Schematic representation of acicular ferrite formation 2.3 氧化物性质及形核能力 目前 ,关于氧化物(或析出物)为核心形成晶 内针状铁素体的机理有以下几种主要说法: (1)析出物与铁素体间内界面呈共格状态, 使得铁素体在析出物上容易形核(如 VN/铁素体 界面). (2)氧化物和奥氏体基体间热膨胀系数不 同,在冷却过程中造成氧化物周围应变能增大 ,促 进铁素体优先形核. (3)奥氏体形成元素在氧化物周围发生贫 化,升高化学自由能 ,使得铁素体优先在氧化物上 形核 (如贫化 M n 或 B 区). 根据上述机理并结合本实验结果可以得出, CaO 和 CeO2 氧化物与基体界面点阵是非共格, 而且在其周围也没有发现奥氏体形成元素的贫化 区.由于 CaO 和 CeO2 氧化物的热膨胀系数与奥 氏体有很大差异,在冷却过程中,由于发生热胀冷 缩的结果 ,在氧化物周围产生应变场,造成基体点 阵发生高的畸变, 改变此区域的原子规则排列位 置,增大点阵振动频率 ,而导致振动熵增加 .因而 相界面自由能升高 ,相变驱动力增大, 有利于 AF 优先在相界面上形核 .氧化物周围形成局部应变 场是增大氧化物形核能力的主要原因 , 也是 AF 初次形核的有效地点 .随之连锁发生的激发形核, 进而提供大量相界面,促进 AF 进一步大量形成. 2.4 氧化物尺寸分布 在考虑氧化物尺寸对晶内铁素体形核, 必须 与奥氏体晶粒尺寸联系起来, 若氧化物数量少和 尺寸很小时,则奥氏体晶粒要粗大化,就不足以促 进针状铁素体形核 , 甚至会形成粗大魏氏体组织 和贝氏体组织.如果氧化物尺寸小而数量多, 则 起到钉扎奥氏体晶粒长大作用, 得到细小得奥氏 Vol.28 No.4 卜勇等:低碳钢中以氧化物为核心针状铁素体的形成 · 359 ·

。360· 北京科技大学学报 2006年第4期 体晶粒，在过冷度允许奥氏体转变成针状铁素体 3219 之前，晶界多边形铁素体大量形成，抑制晶内针状 [2 Tomita Y,Saito N.T suzuki T,et al.Impmovement in HAZ toughness of steel by TiN-MnS addition.ISIJ Int 1994,34: 铁素体形成.所以氧化物尺寸的影响实质上是晶 829 界相竞争反应的表现 3 Homma H.OhkitaS MatsudaS,e al.Improvement of HAZ 其次，从实验结果来看：在合适氧化物上直接 toughness in HSLA steel by int roducing finely dispersed Ti-ox- 形成针状铁素体可以被看成是一种氧化物与基体 ide.Weld,1987,66:301 近旁点阵畸变的行为，由于它有非常高的畸变（达 [4 Yamamoto K.Hasegaw a T,Takamura J.Effect of boron on 30%)y,则围绕氧化物出现高密度位错，为针状 intra-granuar ferrite fomation in Troxide bearing steels.ISIJ 1nt199636:80 铁素体提供了形核位置.所以，氧化物尺寸过小 [5]Mabuchi H.Uemori R.Fujioka M.Role of Mn depletion in 或过大对产生晶格畸变或位错密度都是不利的， intra-granular ferrite trandfomation in the heat affected zone of 氧化物尺寸在0.1~0.6m范围时形核效果最佳. welded joints with large heat input in structural steels.ISIJ 1nt1996.36:1021 3结论 [6 Enomoto M,Sonoyama T,Yada H.Kinetics of austenite to (1)晶内针状铁素体板条可以在氧化物上形 ferrite transformation in 3 mass%Mn low carbon steels. Mater Trans.1998 4:189 核，同时形成大量新的奥氏体/铁素体高能内界 【刀Gregg J M,Bha止shia H K D H.Solidstate ruceat ion of aci- 面，并在内界面上发生激发形核现象 cular ferrite on mirerals added to molten steel.Acta Mater, (2)氧化物基体之间弹性模量和热膨胀系 1997,45:739 数不同，冷却过程中氧化物近旁产生应变场.此 [8 Zhang Z.Farrar R A.Role of nommetalic inclusions in for 应变区的存在是晶内针状铁素体形成的主要控制 mation of acicular ferrite in low alloy weld metal.Mater Sci Technol,1996.12:237 因素. [9 Zhang S,Hattori N.Enomoto M.et aL.Ferrite nuckation at (3)氧化物尺寸分布决定了形核地点的有效 ceramid/aust enite interfaces.ISIJ Int 1996 36:1301 性，氧化物尺寸在0.1~0.6m范围时对促进针 [10]Farar R A,Harrison P L.Acicular ferrite in carborrmar 状铁素体形成效果最好. ganese weld metals an overview.J Mater Sci.1987,22: 3812 参考文献 11]Ricks R A.Howel P R.Barritte G S.The nature of acialar [1]Lee J L.Evaluation of the nucleation pot ential of intrag marular ferrite in HSLA steel weld metals J Mater Sci 1982.17:732 acicular ferrite in steel weldments.Acta Metall.1994,42: Nucleation of intragranular ferrite at oxide particles in low carbon steel PU Yong2.HU Benfu,YIN Fazhang,CHEN Xiao 1)Materiak Science and Ergineering School University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083 China 2)Wuhan I rn and Steel (Gmoup)Co.,Wuhan 430080.China ABSTRACT The intragranular nucleation phenomena of ferrite in bw carbon steels with oxides of CaO and Ce02 were studied using a method of hot diffusion bonding.The experimental results show ed that the fine intragranular acicular ferrite structure in low carbon steels with oxides of CaO and Ce02 was induced by heterogeneous nucleation of ferrite plates at fine dispersed Cao and Ce02 particles.There were large ther- mally induced strain regions in the neighbourhood of Cao and Ce02.The presence of these regions provided dominant driving force for the nucleation of acicular ferrite,which led to multiple nucleations on the inclu- sion.Meanw hile a large quantity of new austenite/ferrite high energy interfaces formed,which provided the surface effect of the sym pathetical nucleation.The optimum size of oxides for adequate nucleation of aci- cular ferrite was 0.I to 0.6/m. KEY WORDS low carbon steel;oxide;acicular ferrite;hot diffusion;microstructure

体晶粒 ,在过冷度允许奥氏体转变成针状铁素体 之前 ,晶界多边形铁素体大量形成 ,抑制晶内针状 铁素体形成.所以氧化物尺寸的影响实质上是晶 界相竞争反应的表现 . 其次 ,从实验结果来看:在合适氧化物上直接 形成针状铁素体可以被看成是一种氧化物与基体 近旁点阵畸变的行为 ,由于它有非常高的畸变(达 30 %) [ 9] ,则围绕氧化物出现高密度位错 ,为针状 铁素体提供了形核位置.所以, 氧化物尺寸过小 或过大对产生晶格畸变或位错密度都是不利的, 氧化物尺寸在0.1 ～ 0.6 μm 范围时形核效果最佳. 3 结论 (1)晶内针状铁素体板条可以在氧化物上形 核,同时形成大量新的奥氏体/铁素体高能内界 面,并在内界面上发生激发形核现象. (2)氧化物/基体之间弹性模量和热膨胀系 数不同, 冷却过程中氧化物近旁产生应变场 .此 应变区的存在是晶内针状铁素体形成的主要控制 因素 . (3)氧化物尺寸分布决定了形核地点的有效 性,氧化物尺寸在 0.1 ～ 0.6 μm 范围时对促进针 状铁素体形成效果最好. 参 考 文 献 [ 1] Lee J L .Evaluation of the nucleation pot ential of intrag ranular acicular ferrit e in st eel w eldments.Acta Metall , 1994 , 42: 3219 [ 2] Tomit a Y , Saito N , T suzuki T , et al.Improvemen t in HAZ toughness of steel by TiN-MnS addition.ISIJ Int, 1994 , 34: 829 [ 3] Homma H , Ohkit a S , Matsuda S , et al.Improvement of HAZ toughness in HS LA steel by introducing finely dispersed Ti-ox￾ide.Weld J , 1987 , 66:301 [ 4] Yamamot o K , Hasegaw a T , Takamura J.Eff ect of boron on intra-granular f errit e formation in Ti-oxide bearing steels.ISIJ Int, 1996 , 36:80 [ 5] Mabuchi H , Uemori R, Fujioka M .Role of Mn depletion in intra-granular f errite transf ormation in the heat affected zone of w elded joints with large heat input in structural steels.ISIJ Int, 1996 , 36:1021 [ 6] Enomoto M , Sonoyama T , Yada H .Kinetics of austenit e t o f errit e transformation in 3 mass% Mn low carbon steels. Mater Trans, 1998 , 4:189 [ 7] Gregg J M , Bhadeshia H K D H .Solid-st at e nucleation of aci￾cular ferrite on minerals added to molten st eel.Acta Mater , 1997 , 45:739 [ 8] Zhang Z , Farrar R A.Role of non-metallic inclusions in f or￾mation of acicular ferrit e in low alloy w eld metals.Mater Sci Technol , 1996 , 12:237 [ 9] Zhang S , Hatt ori N , Enomot o M , et al.Ferrit e nucleation at ceramic/ aust enit e interf aces.ISIJ Int, 1996 , 36:1301 [ 10] Farrar R A , Harrison P L .Acicular ferrit e in carbon-man￾ganese w eld metals:an overview .J Mater Sci, 1987 , 22: 3812 [ 11] Ricks R A, How ell P R, Barritt e G S .The nature of acicular f errite in HS LA steel w eld metals.J Mater Sci, 1982 , 17:732 Nucleation of intrag ranular ferrite at oxide particles in low carbon steel PU Yong 1 , 2), HU Benfu 1), Y IN Fazhang 1), CHEN Xiao 2) 1)Materials Science and Engineering School, University of Science and Technology Beijing , Beijing 100083 , China 2)Wuhan I ron and St eel(Group)Co ., Wuhan 430080 , China ABSTRACT The intrag ranular nucleation phenomena of ferrite in low carbon steels w ith oxides of CaO and CeO2 were studied using a method of hot diffusion bonding .The experimental results show ed that the fine intrag ranular acicular ferrite structure in low carbon steels with oxides of CaO and CeO2 was induced by heterogeneous nucleation of ferrite plates at fine dispersed CaO and CeO2 particles .There were large ther￾mally induced strain regions in the neighbourhood of CaO and CeO2 .The presence of these regions provided dominant driving force for the nucleation of acicular ferrite , w hich led to multiple nucleations on the inclu￾sion .Meanw hile a large quantity of new austenite/ ferrite high energy interfaces fo rmed , w hich provided the surface effect of the sympathetical nucleation .The optimum size of oxides for adequate nucleation of aci￾cular ferrite w as 0.1 to 0.6 μm . KEY WORDS low carbon steel;oxide ;acicular ferrite ;hot diffusion ;microstructure · 360 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 4 期