晶內(nèi)鐵素體及其組織控制技術(shù)研究概況

賴朝彬，趙青松，譚秀珍，吳春紅，羅迪強

（江西理工大學冶金與化學工程學院，江西 贛州 341000）

0 引 言

鋼鐵材料由于具有良好的強度和低溫沖擊韌性而成為十分重要的工程材料.進入21世紀以來，大型船舶與海洋結(jié)構(gòu)用鋼、大型橋梁用鋼、石油和天然氣輸送管線鋼等對鋼鐵材料的性能提出了更高的要求.研究表明細化晶粒是提高鋼鐵材料強度與韌性的有效方法，而氧化物冶金和鋼液中添加微量合金元素是細化晶粒的有效方法.氧化物冶金就是利用鋼液中形成超細的高熔點氧化物，以細化鋼的組織和晶粒度，使鋼材具有優(yōu)良的韌性和強度.氧化物冶金的具體思路包括兩方面[1]，一方面利用鋼中所形成的氧化物、硫化物、氮化物、碳化物，通過釘扎高溫下晶界的移動對晶粒的長大進行抑制；另一方面通過促進晶內(nèi)鐵素體的形核來細化鋼的組織.晶內(nèi)鐵素體組織具有很高的強度和韌性，焊縫金屬中形成晶內(nèi)鐵素體組織能夠極大的改善焊縫和熱影響區(qū)的強度和韌性.

1 晶內(nèi)鐵素體組織特點

晶內(nèi)鐵素體(Intragranular Ferrite，簡稱 IGF）是在奧氏體晶內(nèi)形成的，典型的晶內(nèi)鐵素體相呈編織狀，交鎖緊密排列，二維形態(tài)類似針狀，也叫針狀鐵素體（Acicular Ferrite，簡稱 AF）.晶內(nèi)鐵素體內(nèi)部位錯平均密度為108～1010條/cm2，鐵素體內(nèi)部C元素含量較少，邊界C元素含量較多，其晶界是一層富碳的薄膜.晶內(nèi)鐵素體是中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，張德勤等[2]試驗測得焊縫金屬中針狀鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度為670℃；趙輝等[3]測出晶內(nèi)鐵素體的相變溫度為700～600℃,700℃開始有晶內(nèi)鐵素體形成，650℃生成的晶內(nèi)鐵素體數(shù)量最多，550℃時晶內(nèi)鐵素體消失.

2 晶內(nèi)鐵素體組織對鋼材力學性能的影響

晶內(nèi)鐵素體組織可以顯著提高鋼材的塑性和沖擊韌性，塑性可通過延伸率和斷面收縮率來衡量，沖擊韌性可通過沖擊功來衡量.表1為5個不同金相試樣的力學性能測試結(jié)果[4]，其中1＃試樣不含晶內(nèi)鐵素體組織，2＃和3#試驗含部分晶內(nèi)鐵素體組織，4＃和5＃試樣組織主要是細小的晶內(nèi)鐵素體組織.從表1中還可以看出晶內(nèi)鐵素體組織對屈服強度和抗拉強度沒有積極的影響，2?！?＃試樣的延伸率、斷面收縮率明顯高于1＃試樣，4＃～5＃試樣的延伸率、斷面收縮率和沖擊功明顯高于1＃試樣，4?！?＃試樣的組織主要為晶內(nèi)鐵素體，其力學性能最優(yōu)，延伸率、斷面收縮率可沖擊功比1＃試樣提高了50%.

表1 不同組織的力學性能測試結(jié)果

若晶內(nèi)出現(xiàn)粗晶區(qū)則會使熱影響區(qū)組織力學性能下降.在焊接能量輸入大于100 kJ/cm的大線能量焊接條件下，焊接熱影響區(qū)部分晶粒會明顯粗化，形成晶粒粗化區(qū)，稱為熱影響區(qū)粗晶區(qū).隨著焊接熱輸入的逐漸增大，熱影響區(qū)強度和低溫沖擊韌性都會下降.試驗測得某鋼板在60 kJ/cm的熱輸入條件下抗拉強度為645 MPa，在120 kJ/cm的熱輸入條件下抗拉強度為622 MPa，相比母材下降了近50 MPa.圖1所示的是不同的熱輸入條件下該鋼材的沖擊吸收功的變化情況[5]，由圖1可知，隨著輸入線能量的增加，鋼材在-20℃吸收的沖擊功逐漸下降，說明鋼材在熱沖擊作用下低溫韌性下降，隨著熱輸入能量的增加，低溫韌性逐漸下降.

圖1 焊接熱模擬不同線能量粗晶區(qū)的沖擊韌性

當焊接熱影響區(qū)組織主要為晶內(nèi)鐵素體時，晶內(nèi)鐵素體能阻礙裂紋的擴展，從而提高粗晶區(qū)的韌性.沙鋼[6]大線焊接熱輸入船板EH40在焊接熱輸入為350 kJ/cm條件下，粗晶熱影響區(qū)-20℃沖擊吸收能量≥98 J；焊縫區(qū)-20℃沖擊吸收能量≥60 J.其拉伸試驗中焊接接頭斷在母材處，接頭抗拉強度≥510 MPa.焊縫處硬度值最高，粗晶區(qū)發(fā)生部分軟化.力學試驗結(jié)果表明，焊接接頭的各項性能均能滿足要求.研究焊接接頭組織發(fā)現(xiàn)，粗晶熱影響區(qū)由晶界鐵素體和晶內(nèi)形核鐵素體80%～85%(體積分數(shù))構(gòu)成，焊縫區(qū)由1～3 μm的針狀鐵素體和少量晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體構(gòu)成.

3 晶內(nèi)鐵素體形核機理

大量的研究發(fā)現(xiàn)晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先在夾雜物上形核，其以夾雜物為中心，呈放射狀長大.除此之外，在先形成的鐵素體上又可以形成新的鐵素體，這稱為鐵素體的感生形核或激發(fā)形核[7-8].通過電鏡觀察鐵素體的組織，發(fā)現(xiàn)大量的晶內(nèi)鐵素體連接在一起，很多晶內(nèi)鐵素體在沒有夾雜物的地方形核，這證實了晶內(nèi)鐵素體感生形核也是重要的形核機制.目前關(guān)于晶內(nèi)鐵素體形核的機理，說法不一，主要有4種機理：最小錯配度機理、貧Mn區(qū)機理、應(yīng)力應(yīng)變機理和惰性界面能機理[9-11].

3.1 最小錯配度機理

該機理認為當夾雜物與鐵素體具有較小的錯配度時，可降低鐵素體形核所需的界面能，從而有利于鐵素體的形成.表2為某些夾雜物與鐵素體的晶格錯配度[10]，從表2可以看出各夾雜物都具有較小的錯配度，但Al2O3不能促進鐵素體形核[12-13]，雖然Ti2O3與鐵素體的錯配度高達26.8%[14]，但它卻是非常有效的鐵素體形核孕育劑.另外最小錯配度機理說明鐵素體的形核具有一定的取向，這無法解釋鐵素體在夾雜物上多維形核的現(xiàn)象.因此，最小錯配度機理不能很好地解釋晶內(nèi)鐵素體的形核.

表2 夾雜物與鐵素體的晶格錯配度

3.2 貧Mn區(qū)機理

J.M.Gregg等[15]提出鈦氧化物粒子能促進鐵素體形核和該粒子與周圍的鋼基體的相互作用有關(guān)，它能夠?qū)е翸n的局部貧化，形成貧Mn區(qū)，從而鐵素體的形核驅(qū)動力增加，促進了鐵素體的形核.由于Mn元素能擴大γ區(qū)，其含量在一定范圍的波動對γ區(qū)的影響較大.當Mn含量降低會時γ區(qū)減小，從而使得α鐵素體的生成溫度提高，即增加了α鐵素體形核的化學驅(qū)動能，因此貧Mn區(qū)有利于鐵素體的形核.

表3 距CuS界面不同距離的化學組分/wt%

很多國內(nèi)外學者在實驗中觀察到了貧Mn區(qū)[16-20].表3所示的是國內(nèi)學者余圣甫[13]在實驗中觀察到的數(shù)據(jù)，由表3可知，距界面20 μm處Mn的含量與5 μm處的Mn的含量相比下降了39%.日本學者重里元一[17]利用直徑約為2 nm的電子束，對MnS夾雜物外圍Mn的濃度進行了測定，結(jié)果在毗鄰MnS夾雜物的Fe基體中發(fā)現(xiàn)了Mn的貧乏區(qū)，其厚度約為50 nm左右，1 373 K保溫100 s，離界面10 nm處Mn的質(zhì)量分數(shù)與基體差約0.4%.圖2為日本學者根據(jù)實驗測定結(jié)果繪出的Mn含量的變化曲線，從圖2可以看到在界面附近Mn的濃度出現(xiàn)了明顯的下降.

有關(guān)貧Mn區(qū)的形成有2種觀點[21-22]：一是Ti2O3晶體結(jié)構(gòu)含有大量的陽離子空位，可以將Mn元素吸附于其中，在其周圍形成貧Mn區(qū)；二是MnS的形成造成Ti2O3周圍貧Mn.夏文勇[20]通過熱壓模擬實驗發(fā)現(xiàn)Ti2O3粉末與基體的界面處出現(xiàn)了鐵素體過渡層，并且在過渡層中發(fā)現(xiàn)了Mn含量的變化，但是沒有發(fā)現(xiàn)MnS的析出，這說明Ti2O3粉末促進鐵素體形核不是由于形成了MnS,而可能是由于Ti2O3吸收Mn形成了貧Mn區(qū).日本的重里元一[17]在毗鄰MnS夾雜物的Fe基體中發(fā)現(xiàn)了Mn的貧乏區(qū)，并沒有Ti2O3的存在.余圣甫[13]發(fā)現(xiàn)CuS與基體界面出現(xiàn)了貧Mn區(qū)，這些結(jié)果又說明貧Mn區(qū)的形成與Ti2O3無關(guān).

圖2 MnS夾雜物周圍Mn成分的變化

J H Shim等[16]做了熱壓模擬實驗發(fā)現(xiàn)奧氏體化溫度的降低和保溫時間的減少都會導致貧Mn區(qū)的寬度減小，從而導致鐵素體形核能力下降；而日本學者[17]卻得出了不同的結(jié)論：奧氏體化溫度的降低反而使貧Mn區(qū)寬度增加，有利于鐵素體形核，而保溫時間的延長，會使貧Mn區(qū)寬度減小，鐵素體形核能力也會下降.表4為日本學者在不同的退火條件得到的貧Mn區(qū)和晶內(nèi)鐵素體的面積百分數(shù)，由表4可知，1 373 K溫度下保溫100 s得到的貧Mn區(qū)要比該溫度下保溫1 000 s得到的貧Mn區(qū)面積大，前者得到的晶內(nèi)鐵素體面積分數(shù)也大于后者；1 523 K溫度下保溫1 000 s，貧Mn區(qū)不存在.關(guān)于奧氏體化溫度和保溫時間對鐵素體形核的影響，兩位學者得出了不同的結(jié)論.根據(jù)貧Mn區(qū)的形成理論，不管是由于鈦氧化物吸收周圍奧氏體中的Mn元素，還是MnS的形成造成了夾雜物周圍的貧Mn區(qū)，較高的溫度和較長的保溫時間有利于Mn在鋼基體中的擴散，會使得原本形成的貧Mn區(qū)因為Mn的及時補充而減小，這與日本學者的研究結(jié)果一致.

表4 奧氏體化溫度和保溫時間對貧Mn區(qū)寬度的影響

3.3 應(yīng)力應(yīng)變機理

夾雜物的線性膨脹系數(shù)與奧氏體差異較大時會在夾雜物周圍形成較大的應(yīng)力-應(yīng)變場，為鐵素體形核提供了激活能.有學者通過掃描電鏡發(fā)現(xiàn)夾雜物周圍存在一個由大量位錯形成的塑性畸變區(qū)[23]，這表明夾雜物周圍存在著較高的應(yīng)力-應(yīng)變場.

表5為一些常見夾雜物的線性膨脹系數(shù)[15].由表5可知，一般夾雜物的線性膨脹系數(shù)為(8～9)×10-6，而奧氏體的線性膨脹系數(shù)為23×10-6，兩者相差較大，按照該理論應(yīng)該是有利于鐵素體形核的，但是文獻[12-13]證實Al2O3不具有誘導鐵素體形核的能力，而MnS的線性膨脹系數(shù)與奧氏體的雖然很接近，但是文獻[10,12]卻證實MnS具有誘導鐵素體形核的能力.

表5 夾雜物和奧氏體的線性膨脹系數(shù)

3.4 惰性界面能機理

該機理認為非金屬夾雜物作為惰性介質(zhì)表面，可以成為晶內(nèi)鐵素體的形核核心，從而降低了形核的能壘.一般認為熔點越高，表面能就越大，像TiO、TiN、Al2O3、MnO、SiO2和 MnS 等高熔點相，都有高的表面能.由于每一夾雜物都包含了幾個相，因而都會有幾個適宜的形核地點.于是在一個夾雜物上，會呈放射狀的形成多個針狀鐵素體，這就使針狀鐵素體在夾雜物上多維形核[24].該機理認為夾雜物僅僅作為一種惰性介質(zhì)形核，與夾雜物的成分無關(guān)，事實上，不同成分的夾雜物對鐵素體形核的促進作用明顯不同.

國內(nèi)外學者提出了4種晶內(nèi)鐵素體形核機理，相比之下最具有說服力的是貧Mn區(qū)機理，目前學術(shù)界普遍認為夾雜物誘導鐵素體形核的機制不可能是單一機制，而是多種機制共同作用.

4 影響晶內(nèi)鐵素體形核的因素

4.1 夾雜物的種類對晶內(nèi)鐵素體形核的影響

4.1.1Ti的氧化物

Ti的氧化物有 TiO、TiO2、Ti2O3和 Ti3O5，其中Ti2O3被認為是最有效的鐵素體形核劑[15-17,25].有關(guān)Ti2O3促進鐵素體形核的機理，多數(shù)學者認為是Ti2O3吸收周圍的Mn元素，形成貧Mn區(qū)，從而促進鐵素體的形核.然而有學者[17]在熱壓擴散實驗中發(fā)現(xiàn)加入的Ti2O3、TiO2粒子會轉(zhuǎn)化為TiO粒子和少量的Ti3O5，并認為Ti的氧化物對鐵素體形核的促進作用與Ti氧化物的脫氧有關(guān)，因為它可能會在夾雜物周圍形成貧C區(qū).夏文勇[21]通過熱壓模擬實驗發(fā)現(xiàn)TiO2也可以誘導針狀鐵素體形核，并發(fā)現(xiàn)了貧Mn區(qū)、貧Si區(qū)，認為是TiO2在高溫下分解產(chǎn)生的[O]造成Mn、Si的大量氧化，從而形成貧Mn區(qū)、貧Si區(qū).有人[26]在C-Mn-Ti鋼中發(fā)現(xiàn)針狀鐵素體在TiO上形核，這或許與TiO極低的晶格錯配度有關(guān).

胡春林等[27]研究發(fā)現(xiàn)Ti-Mg復合脫氧的夾雜物可以作為晶內(nèi)鐵素體形核核心，誘導晶內(nèi)鐵素體形核.Ti-Mg復合脫氧的夾雜物比Ti、Mg單獨脫氧產(chǎn)物更為細小彌散分布，其具有比Ti、Mg單獨脫氧產(chǎn)物具有更好的釘扎奧氏體晶界的作用，其誘導鐵素體形成的能力也更強.杜松林等[28]研究了Ti脫氧VN微合金鋼中含Ti夾雜物析出行為及其誘導晶內(nèi)鐵素體析出行為，發(fā)現(xiàn)不同類型的夾雜物誘導鐵素體形核的能力有差異，其中Ti2O3-Al2O3-MnO-MnS類夾雜誘導鐵素體形核的能力最強.事實上含Ti鋼析出的夾雜物中，能促進鐵素體形核的都是富鈦的復合夾雜物，核心為 Al2O3和 Ti2O3(TiO2)，表面附著 MnS、TiN等[25,29]夾雜物.

4.1.2MnS

關(guān)于MnS對針狀鐵素體形核的作用還存在著爭議.余圣甫[12]將0.7～2.0 μm的MnS粉末在熱模擬實驗機的真空室中通過加壓的方式與鋼樣黏結(jié)，經(jīng)過一定的熱處理，冷卻后的鋼樣制成金相試樣.掃描鋼樣的金相組織發(fā)現(xiàn)MnS與鋼的交界處形成了鐵素體帶區(qū).李新城等[30]在實驗中發(fā)現(xiàn)小于100 nm的MnS可以誘導晶內(nèi)鐵素體形核.而有些學者則認為單純的MnS不能誘導鐵素體形核[25,31-32]，但可以肯定的是當MnS在Ti、Al氧化物或是復合氧化物表面析出時有利于鐵素體形核.

4.1.3稀土氧化物

稀土添加劑在焊接材料中的應(yīng)用研究是近幾年來的研究熱點，稀土氧化物對細化焊縫組織、改善夾雜物形狀和分布狀態(tài)、降低熔敷金屬中硫含量和擴散氫含量以及提高焊縫金屬低溫沖擊性能等方面具有明顯作用[32-34].

近年來學者研究發(fā)現(xiàn)CeO2、含Ce-Ca的氧硫化物可以誘導針狀鐵素體形核，但是并未發(fā)現(xiàn)明顯的貧Mn區(qū)[21,35].文彬等[36]研究發(fā)現(xiàn)鋼中添加Ce能促進針狀鐵素體的形成，隨著Ce含量的增加，鋼中IGF的百分含量增加,當鈰含量為0.032% 時,IGF的含量達到最大.而Ce含量繼續(xù)增加,IGF含量將有所減少.鋼中Ce2O2S和 Ce2S3夾雜與α-Fe相之間的錯配度分別只有1.2%和0.15%,它們都可以作為α-Fe相非常有效的形核核心,促進其形成.焊縫中添加氧化釔能夠細化晶粒、增加針狀鐵素體和細晶鐵素體含量[32]；鋼中添加 La、Ce形成（Mn-Al-Si-Ti-La-Ce-O）+MnS復合夾雜物能促進針狀鐵素體的形成，在復合夾雜物的周圍存在貧Mn區(qū)[31].

4.2 夾雜物的尺寸對晶內(nèi)鐵素體形核的影響

一般認為，不同類型的夾雜物誘導針狀鐵素體形核的尺寸并不相同.卜勇[21]發(fā)現(xiàn)CaO、CeO尺寸在0.1～0.6 μm范圍內(nèi)促進針狀鐵素體形核的效果最好.國旭明[26]的研究結(jié)果表明誘導鐵素體形核的夾雜物，大多數(shù)尺寸在0.2～0.6 μm之間.尚德禮[25]在實驗中觀察到誘導鐵素體形核的含Ti復合夾雜物的尺寸大多數(shù)都在1 μm以下.李鵬等[37]在實驗中觀察到具有誘導針狀鐵素體形核的MgO-Al2O3-TiOx-SiO2-MnS型復合夾雜物的尺寸為1.25 μm左右.舒瑋[38]在研究中發(fā)現(xiàn)尺寸在1～3 μm范圍內(nèi)的TiOx-MnS型復合夾雜物能有效的促進針狀鐵素體形核.王巍等[39]通過相變形核熱力學和動力學機理分析得出，一定情況下，鐵素體的形核率隨著夾雜物尺寸的增加，先增大后減小，并且，夾雜物存在一個理論的最優(yōu)尺寸，在這一尺寸下，鐵素體形核率最大.表6為不同鋼種或焊縫中一些常見夾雜物的種類和尺寸[39]，由表6可知，典型的夾雜物尺寸都集中在0.1～1.5 μm 之間.

表6 不同鋼種中的夾雜物及其尺寸

4.3 冷卻速度對晶內(nèi)鐵素體形核的影響

晶內(nèi)鐵素體形核除了與夾雜物種類、尺寸有關(guān)外，還與冷卻速度有關(guān).隨著冷卻速度的增大，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度會下降，這是因為γ-α轉(zhuǎn)變是擴散型相變，冷卻速度加快時，原子擴散速度會減慢，導致相變溫度降低.楊占兵等[40]針對含Ti非調(diào)制鋼，研究了冷卻速度對晶內(nèi)鐵素體形核的影響（如表7所示）.從表7中可以看出，獲得大量針狀鐵素體的冷卻速度范圍很窄，為0.5～2.5℃/s.鄧偉等[41]研究冷卻速度對X80管線鋼組織的影響也發(fā)現(xiàn)不同的冷卻速度得到不同的組織，研究得到大量針狀鐵素體的冷卻范圍為10～15℃/s，在這個范圍內(nèi)，冷卻速度越大，可以獲得更高比例的大角晶界和更細小的晶粒，從而獲得更好的韌性和強度.

5 晶內(nèi)鐵素體組織控制技術(shù)

5.1 Ti-O處理技術(shù)

Ti的氧化物是最有效的晶內(nèi)鐵素體形核促進劑，鋼液中添加適量Ti合金元素，使形成細小高度彌散的含Ti復合夾雜物，誘導大量晶內(nèi)鐵素體的形成，達到細化組織，提高鋼材的強度和韌性的目的.利用Ti-O技術(shù)的關(guān)鍵是如何在鋼中得到大量彌散分布的細小夾雜物，使氧化物在凝固過程中析出是使鋼中氧化物彌散分布的一個有效方法.在通常的Al鎮(zhèn)靜鋼中，由于Al的脫氧能力強，鋼中的溶解氧含量很低，凝固工程析出的氧化物較少.因此，可以利用Si、Mn、Ti等弱脫氧元素前期脫氧，在凝固工程中保持一定的自由氧.楊占兵等[4]研究發(fā)現(xiàn)在含1.2%Mn左右的中碳非調(diào)制鋼中，加入約0.020%Ti后，可以形成含Ti的復合夾雜物，誘導形成細小的晶內(nèi)鐵素體，有效地細化了奧氏體晶粒，使該類非調(diào)制鋼的沖擊韌性提高了50%.

5.2 Ti-B處理技術(shù)

研究表明鋼液中固溶的硼易向晶界偏析，降低了界面能量，抑制了晶界鐵素體的形成，從而促進了晶內(nèi)鐵素體的形核，尹士科等[42]研究了Ti-B系焊條，其基本化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為：0.08 C，1.2 Mn，0.50 Si，0.025 Ti，發(fā)現(xiàn)不加硼時焊縫韌性較低，晶界上有先共析鐵素體析出；含硼量為0.006%時焊縫韌性有了明顯提高，特別是-30℃下的沖擊吸收能量比不加硼時增加了近50%；焊縫組織中無晶界鐵素體析出，呈均勻分布的針狀鐵素體.當硼的量增至0.008 1%時，焊縫韌性又明顯下降，比不加硼時沖擊吸收能量還低.可見硼的加入量不能太多，以0.005%～0.006%為宜.

然而氮與硼容易生成BN，降低了焊縫中固溶硼的量，使硼的有效作用降低或消失.如果同時加入硼和鈦的話，焊縫中的氮與鈦結(jié)合生成TiN，從而保護了硼，使其同溶到焊縫中，抑制了晶界鐵素體的析出.這里面需要注意鈦、硼與氧平衡的問題，焊縫中氧含量高時，必須有足夠量的鈦去脫氧，以便使硼得到保護而固溶到焊縫之中.研究結(jié)果表明，沒有足夠數(shù)量的鈦，硼對促進焊縫中針狀鐵素體的形成效果不大；相反，沒有硼時鈦的效果也不大.當B為0.004%～0.045%，Ti為 0.04%～0.05%時，可得到約95%的針狀鐵素體[42].

5.3 Mg-O-Ti處理技術(shù)

微量Mg添加到Ti-O鋼中可以有效細化含Ti氧化物的尺寸，顯著提高夾雜物促進針狀鐵素體形核的能力，細化鋼的組織[43-44].胡春林等[43]實驗研究得出Ti-Mg復合處理有利于鋼中晶內(nèi)鐵素體形核，鋼中晶內(nèi)鐵素體比例隨著Mg含量的增加而增加.當 Mg含量較高時，由于生成的夾雜物尺寸較大，晶內(nèi)鐵素體比例降低，并得出在該實驗條件下有利于晶內(nèi)鐵素體形核的Mg含量范圍為 0.001 5%～0.002 6%.新日鐵[45]開發(fā)的HTUFF技術(shù)利用Mg和O、S的強親和力，在鋼中形成大量細小的高熔點粒子 Mg(O，S)，粒子直徑約為 10～100 nm.利用這些細小的高熔點粒子，阻礙奧氏體晶粒的長大，同時促進奧氏體晶內(nèi)針狀鐵素體的形成，顯著提高了HAZ的低溫韌性.寶鋼[46]添加微量Mg至Ti-O鋼中，形成以MgO為核心的復合夾雜物，有效促進了針狀鐵素體的形核，通過氧濃度的精確控制得到有效的夾雜物尺寸，HAZ的韌性得到極大的提高，開發(fā)出的大線能量焊接船板鋼在400 kJ/cm的熱輸入下，HAZ仍保持良好的韌性.

6 結(jié)束語

氧化物冶金技術(shù)在鋼鐵冶金中得到了廣泛的應(yīng)用，利用鋼中析出的超細氧化物夾雜促進晶內(nèi)鐵素體形成，達到有效分割晶粒、細化組織的氧化物冶金技術(shù)，是開發(fā)高強度高韌性鋼鐵材料的有效途徑.Ti2O3是理想的晶內(nèi)鐵素體形核核心.鋼中添加Ti脫氧更能使氧化物顆粒周圍形成貧錳區(qū)，有利于鋼中晶內(nèi)鐵素體形成，鋼中添加Ti-Mg復合脫氧，其具有比Ti、Mg單獨脫氧產(chǎn)物具有更好的釘扎奧氏體晶界的作用，其誘導鐵素體形成的能力也更強.為了進一步掌握氧化物冶金規(guī)律，擴大氧化物冶金技術(shù)的應(yīng)用范圍，以下幾個方面的問題需要今后深入研究：

1）進一步研究和探索晶內(nèi)鐵素體形核及長大的理論，從而統(tǒng)一其形成機制，為進一步利用其優(yōu)良性能提供更全面的理論支持.

2）研究氧化物夾雜成分、尺寸、分布控制技術(shù).高強度鋼的晶粒均較細小，鋼中比較粗大的夾雜物一般不容易成為晶內(nèi)鐵素體的形核核心.因此，利用Ti-O技術(shù)改善鋼組織的關(guān)鍵是如何在鋼水中獲得大量細小而均勻分散的高熔點氧化物夾雜.

3）探索新的夾雜物如稀土氧硫化物并確決定夾雜物形核的條件.

4）與熱機械控制工藝（Thermo Mechanical Control Process，簡稱TMCP）互補.是指在在同一工藝中過程，綜合利用氧化物冶金技術(shù)與熱機械控制工藝，達到細化鋼組織的目的.

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