铁素体在夹杂物上形核的能力与夹杂物与铁素体的界面能有关。如果母相奥氏体基体和夹杂物之间存在较高的界面能，而新相铁素体和夹杂物之间以低界面能的匹配方式连接，就能降低铁素体在晶粒内形核所需要的驱动力，从而为铁素体的形核创造有利条件。

1 形成溶质贫乏区增加相变的驱动力促进形核

2 铁素体与夹杂物的低界面能促进铁素体形核

3 夹杂物作为惰性界面促进形核

4 热收缩不同引起应力/应变促进铁素体形核

5 其它机制

目前晶内铁素体的形成机制主要有以下几种：

（1）夹杂物周围奥氏体化学成分的变化促进形核；

（2）夹杂物和析出物与铁素体核心共格，从而降低形核势垒促进形核；

（3）夹杂物作为惰性界面促进形核；

（4）由于夹杂物和奥氏体的热收缩不一致引起的形核；

1 形成溶质贫乏区增加相变的驱动力促进形核

夹杂物附近局部成分变化诱导晶内铁素体的形核的机理是J M Gregg等人提出的，夹杂物周围形成贫Mn区有利于铁素体的形成。因为Mn强烈抑制铁素体的形成，因此Mn的贫乏增加了铁素体形核的驱动力。

Mabuchi 等利用FE-TEM-EDS纳米探针分析了结构钢中大线能量焊接时热影响区晶内铁素体的形成机制，直接观察到了贫锰区（MDZ）的存在。Tomita Y et al认为在Mn、Si氧化物上析出MnS形成约50nm的贫Mn区可促进晶内铁素体的形核(Mn、Si氧化物与铁素体是非共格的)。Shim将夹杂物与钢进行热压连接在一起的方法，研究了夹杂物对晶内针状铁素体的形核的影响。其认为：Ti2O3周围的贫Mn区是晶内铁素体非均匀形核的主要原因，并且证实了在高温下Ti2O3吸收Mn从而形成贫Mn区。贫Mn区的宽度随奥氏体化温度的降低而变窄，从而大大影响Ti2O3的形核能力。Shim等后来又用实验证实了这一点，并且证明在不含Mn的钢中，Ti2O3­对于晶内铁素体的形成没有效果，这进一步证明了Ti2O3周围的贫Mn区确实是铁素体形核的重要原因。以上研究表明，夹杂物周围形成溶质贫乏区，铁素体的形核驱动力增加，促进了晶内铁素体的形核。

杨志刚对低碳钢热处理后的组织进行了观察，结果表明，在MnS 等夹杂物周围出现了较多的晶内铁素体。这与MnS 等的形成过程中出现的锰元素贫乏区(MDZ) 对晶内铁素体形核的促进作用有关，并证实了在含锰夹杂物周围亚微米量级的距离内，奥氏体内锰含量会有一个较大的降低。余圣莆等人应用物理模型和焊缝金属的研究认为MnS、CuS及其复合物在诱导晶内铁素体的形成过程中并未引起附近的微区成分的明显变化，并根据能谱仪的分析结果，未发现Mn含量的明显变化。于是，他们认为局部成分变化机理不能解释晶内铁素体的形核。

另外，碳化物和氮化物的沉淀析出也可形成Nb和V以及其它一些强碳化物元素贫乏区。虽然这些合金元素为铁素体稳定化元素却阻碍了铁素体的形成，其可能原因是这些元素强烈地降低了奥氏体中碳的活度。因此，这些元素的局部贫乏也可促进铁素体的形成，但由于钢中这些元素含量少，因此还没有相关的报道。

2 铁素体与夹杂物的低界面能促进铁素体形核

在熔敷金属中，错合度（低指数平面中三个最密排方向的错配度的平均值）与δ铁素体开始形核的过冷度密切相关。这些参数在熔敷金属中变化很大。相反，夹杂物促进铁素体从奥氏体发生相变的作用对其与铁素体或奥氏体的错配度的微小改变十分敏感。Howell, Hoeycomb认为碳化物以及氮化物与铁素体的晶核的错配度是控制铁素体形核的关键因素。这些化合物与铁素体都是cube-on-edge取向关系，MnS除外。铁素体在[110]晶向与夹杂物的错配度在与VN的0.015和与NbN的0.16之间变化。因此，这种假设与Ishikawa et al, Zhang et al报道的VN具有高的促进铁素体形核能力相一致。Zhang等用实验证实了这一点。他们利用热压缩方法将陶瓷相与Fe-C-Mn合金联结，在Ae3温度以下保温让其发生转变。实验结果表明，铁素体优先在结合界面上产生，并且在VN界面生成的铁素体的数目多于其它化合物。实验结果还指出，TiO与铁素体的错配度也很小，但却最不利于形成铁素体，因此，文章认为错配度并不是控制形核的唯一因素。

杨志刚综合考虑界面化学能和界面结构能，对B1(NaCl)型夹杂物与奥氏体和铁素体之间界面能进行了理论计算。发现夹杂物与奥氏体之间有着比与铁素体之间更高的界面能，这种界面能的差异有利于铁素体形核优先发生在夹杂物与铁素体的界面上，尤其是VN 等夹杂物与铁素体的界面能很低。

吴开明等对低碳V微合金钢中的晶内铁素体进行了研究。结果表明，晶内铁素体在夹杂物上形成。同时，对形成晶内铁素体的夹杂物进行了线扫描、面扫描和能谱分析，没有检测到VN。因此，其认为VN在其实验条件下对晶内铁素体的形成无明显影响，V原子的偏聚可能是是促进晶内铁素体形核的因素之一，夹杂物起了主要的作用。

根据经典形核理论，铁素体在夹杂物上形核的能力与夹杂物与铁素体的界面能有关。如果母相奥氏体基体和夹杂物之间存在较高的界面能，而新相铁素体和夹杂物之间以低界面能的匹配方式连接，就能降低铁素体在晶粒内形核所需要的驱动力，从而为铁素体的形核创造有利条件。但是，不只是铁素体晶核与夹杂物，而且夹杂物与奥氏体界面的结构和能量也影响夹杂物的形核能力。钢中的许多夹杂物与奥氏体是cube-cube取向，错配度在0.15-0.25之间，这与界面临界值很相近，超过这个临界值就被认为是非共格的了。错配度只代表界面能的结构部分，化学能部分对界面能的贡献要大。因为不同于金属间界面，夹杂物与铁原子界面是由金属与非金属夹杂物原子键所构成，这个方面还需要更多的研究与探索。

3 夹杂物作为惰性界面促进形核

根据经典非均匀形核理论，若钢中存在现成界面则可以降低形核势垒。因此也有人认为夹杂物促进晶内铁素体形核是因为其作为惰性界面而提供形核地点。Krauklis等报道了低碳钢中的焊接热影响区（HAZ）中的0.4-0.6mm的夹杂物形成了晶内针状铁素体。Zhang 和 Farrar则认为0.3-0.9mm的夹杂物有利于形成晶内针状铁素体，并且认为夹杂物的数量和大小是形成晶内针状铁素体的主要因素，而与其种类无关，也就是该夹杂物只是作为一个惰性界面降低形核势垒。

Morikage等对低碳钢中晶内铁素体的形成进行了研究。文章认为，TiN的临界尺寸随过冷度的增大而降低。同时他们计算了在夹杂物的角隅、棱部和面部的形核势垒，结果指出，在夹杂物的面部最有利于形核。由于夹杂物的表面积随尺寸增大而增加，可以对某些实验结果进行定性的解释。另外，形核的激活能与夹杂物的曲率有关，形核势垒随曲率半径的增大而减小。尽管这种减小的程度较小，但这也是一种可能的解释。

Tae-Kyu LEE等研究了低碳钢焊逢中在夹杂物上形成的针状铁素体。文章认为大的夹杂物更能促进铁素体形核。当夹杂物的尺寸达到1.1µm时，几乎所有夹杂物都有铁素体形核。同时在一个较大的夹杂物上形成的多个铁素体板条具有不同的晶体学取向，这与经典的非均匀形核理论符合很好。文章基于夹杂物是化学性质均匀和单一的相以及夹杂物尺寸越大促进铁素体形核能力越强的实验结果得出结论：在溶敷金属中夹杂物是作为惰性界面而促进铁素体形核的。

余圣莆等研究了MnS、CuS及其复合物附近的微区在晶内铁素体形核过程中的成分变化，根据能谱分析结果，未发现Mn含量的明显变化。认为夹杂物作为一种惰性介质所具有的较高的界面能对诱导晶内铁素体的形核和长大起着决定作用。夹杂物造成其附近较高的应力—应变能以及夹杂物与铁素体的错配度较小也有利于晶内铁素体的形核和长大。所以夹杂物作为惰性界面是诱导铁素体形核的重要方面。

4 热收缩不同引起应力/应变促进铁素体形核

与奥氏体相比，绝大多数夹杂物具有较大的热膨胀系数。陶瓷化合物的热膨胀系数粗略地按照硼化物（borides）→碳化物(carbides)→氮化物(nitrides)→氧化物(oxides)→硫化物(sulfides)的次序增加，而MnS与奥氏体具有十分相近的热膨胀系数。在冷却过程中，由于夹杂物与奥氏体不同的热膨胀系数而产生应力/应变，从而促进铁素体形核。实际上，由于弹性各向异性将会产生更加复杂的应力状态。但是奥氏体的屈服应力只有几十MPa，在达到较大的应力之前，奥氏体已经屈服。因此，由于热膨胀不同而产生的应变能不太可能对局部奥氏体的自由能产生重要影响，但屈服过程中产生的位错可能成为铁素体优先形核的位置。余圣莆等应用弹性力学理论及数值计算方法得到了MnS等夹杂物附近的应力/应变能和晶内铁素体形核所需能量，发现夹杂物附近的应力/应变能比晶内铁素体形核所需能量要小，说明仅有夹杂物附近的应力/应变能诱导晶内铁素体形核的可能性不大。

5 其它机制

夹杂物常常是以多相复合物的形式存在于钢中。对于多相析出物，可能同时有两种或以上机制起作用，这样与单相相比更能促进铁素体形核。如MnS、B1型的碳氮化物和碳化物等在MnS、Ti和稀土的氧化物上析出。另外，脱氧产物常常是多种氧化物形成的复合氧化物，如MnO·SiO2、MnO·Al2O3等，在夹杂物周围形成的溶质贫乏区，析出物与铁素体晶核形成的低能界面，如MnS在Ti2O3析出，VN在MnS析出都能有效地促进晶内铁素体的形核。已经有报道，碳化物和氮化物与奥氏体不是cube-cube取向关系，而是由夹杂物的基体所决定。例如在液态金属状态下形成的MnS, TiO以及颗粒表面所析出的VC都与奥氏体没有取向关系。这对复合夹杂物促进铁素体形核机制的认识有重要影响。