鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件

鍛造缺陷的產(chǎn)生機(jī)理、識別及預(yù)防齊齊哈爾軌道交通裝備有限責(zé)任公司鍛造缺陷的產(chǎn)生機(jī)理、識別及預(yù)防齊齊哈爾軌道交通裝備有限責(zé)任公一、原材料的主要缺陷及其引起的鍛件缺陷鍛造用的原材料為鑄錠、軋材、擠材及鍛坯。而軋材、擠材及鍛坯分別是鑄錠經(jīng)軋制、擠壓及鍛造加工成的半成品。一般情況下，鑄錠的內(nèi)部缺陷或表面缺陷的出現(xiàn)有時(shí)是不可避免的。例如，內(nèi)部的成分與組織偏析等。原材料存在的各種缺陷，不僅會(huì)影響鍛件的成形，而且將影響鍛件的最終質(zhì)量。

根據(jù)不完全的統(tǒng)計(jì)，在航空工業(yè)系統(tǒng)中，導(dǎo)致航空鍛件報(bào)廢的諸多原因中，由于原材料固有缺陷引起的約占一半左右。因此，千萬不可忽視原材料的質(zhì)量控制工作。由于原材料的缺陷造成的鍛件缺陷通常有：1.表面裂紋2.折疊3.結(jié)疤

4.層狀斷口5.亮線（亮區(qū)）6.非金屬夾雜

7.碳化物偏析8.鋁合金氧化膜9.白點(diǎn)10.粗晶環(huán)11.縮管殘余一、原材料的主要缺陷及其引起的鍛件缺陷1.表面裂紋

表面裂紋多發(fā)生在軋制棒材和鍛制棒材上，一般呈直線形狀，和軋制或鍛造的主變形方向一致。造成這種缺陷的原因很多，例如鋼錠內(nèi)的皮下氣泡在軋制時(shí)一面沿變形方向伸長，一面暴露到表面上和向內(nèi)部深處發(fā)展。又如在軋制時(shí)，坯料的表面如被劃傷，冷卻時(shí)將造成應(yīng)力集中，從而可能沿劃痕開裂等等。這種裂紋若在鍛造前不去掉，鍛造時(shí)便可能擴(kuò)展引起鍛件裂紋。1.表面裂紋2.折疊

折疊形成的原因是當(dāng)金屬坯料在軋制過程中，由于軋輥上的型槽定徑不正確，或因型槽磨損面產(chǎn)生的毛刺在軋制時(shí)被卷入，形成和材料表面成一定傾角的折縫。對鋼材，折縫內(nèi)有氧化鐵夾雜，四周有脫碳。折疊若在鍛造前不去掉，可能引起鍛件折疊或開裂。2.折疊3.結(jié)疤

結(jié)疤是在軋材表面局部區(qū)域的一層可剝落的薄膜。結(jié)疤的形成是由于澆鑄時(shí)鋼液飛濺而凝結(jié)在鋼錠表面，軋制時(shí)被壓成薄膜，貼附在軋材的表面，即為結(jié)疤。鍛后鍛件經(jīng)酸洗清理，薄膜將會(huì)剝落而成為鍛件表面缺陷3.結(jié)疤4.層狀斷口

層狀斷口的特征是其斷口或斷面與折斷了的石板、樹皮很相似。層狀斷口多發(fā)生在合金鋼（鉻鎳鋼、鉻鎳鎢鋼等），碳鋼中也有發(fā)現(xiàn)。這種缺陷的產(chǎn)生是由于鋼中存在的非金屬夾雜物、枝晶偏析以及氣孔疏松等缺陷，在鍛、軋過程中沿軋制方向被拉長，使鋼材呈片層狀。如果雜質(zhì)過多，鍛造就有分層破裂的危險(xiǎn)。層狀斷口越嚴(yán)重，鋼的塑性、韌性越差，尤其是橫向力學(xué)性能很低，所以鋼材如具有明顯的層片狀缺陷是不合格的4.層狀斷口6.非金屬夾雜

非金屬夾雜物主要是熔煉或澆鑄的鋼水冷卻過程中由于成分之間或金屬與爐氣、容器之間的化學(xué)反應(yīng)形成的。另外，在金屬熔煉和澆鑄時(shí)，由于耐火材料落入鋼液中，也能形成夾雜物，這種夾雜物統(tǒng)稱夾渣。在鍛件的橫斷面上，非金屬夾雜可以呈點(diǎn)狀、片狀、鏈狀或團(tuán)塊狀分布。嚴(yán)重的夾雜物容易引起鍛件開裂或降低材料的使用性能。

6.非金屬夾雜5.亮線（亮區(qū)）

亮線是在縱向斷口上呈現(xiàn)結(jié)晶發(fā)亮的有反射能力的細(xì)條線，多數(shù)貫穿整個(gè)斷口，大多數(shù)產(chǎn)生在軸心部分。亮線主要是由于合金偏析造成的。輕微的亮線對力學(xué)性能影響不大，嚴(yán)重的亮線將明顯降低材料的塑性和韌性。5.亮線（亮區(qū)）

6.非金屬夾雜

非金屬夾雜物主要是熔煉或澆鑄的鋼水冷卻過程中由于成分之間或金屬與爐氣、容器之間的化學(xué)反應(yīng)形成的。另外，在金屬熔煉和澆鑄時(shí)，由于耐火材料落入鋼液中，也能形成夾雜物，這種夾雜物統(tǒng)稱夾渣。在鍛件的橫斷面上，非金屬夾雜可以呈點(diǎn)狀、片狀、鏈狀或團(tuán)塊狀分布。嚴(yán)重的夾雜物容易引起鍛件開裂或降低材料的使用性能。6.非金屬夾雜7.碳化物偏析

碳化物偏析經(jīng)常在含碳高的合金鋼中出現(xiàn)。其特征是在局部區(qū)域有較多的碳化物聚集。它主要是鋼中的萊氏體共晶碳化物和二次網(wǎng)狀碳化物，在開坯和軋制時(shí)未被打碎和均勻分布造成的。碳化物偏析將降低鋼的鍛造變形性能，易引起鍛件開裂。鍛件熱處理淬火時(shí)容易局部過熱、過燒和淬裂。制成的刀具使用時(shí)刃口易崩裂。7.碳化物偏析8.鋁合金氧化膜

鋁合金氧化膜一般多位于模鍛件的腹板上和分模面附近。在低倍組織上呈微細(xì)的裂口，在高倍組織上呈渦紋狀，在斷口上的特征可分兩類：其一，呈平整的片狀，顏色從銀灰色、淺黃色直至褐色、暗褐色；其二，呈細(xì)小密集而帶閃光的點(diǎn)狀物。鋁合金氧化膜是熔鑄過程中敞露的熔體液面與大氣中的水蒸氣或其它金屬氧化物相互作用時(shí)所形成的氧化膜在轉(zhuǎn)鑄過程中被卷人液體金屬的內(nèi)部形成的。鍛件和模鍛件中的氧化膜對縱向力學(xué)性能無明顯影響，但對高度方向力學(xué)性能影響較大，它降低了高度方向強(qiáng)度性能，特別是高度方向的伸長率、沖擊韌度和高度方向抗腐蝕性能。8.鋁合金氧化膜白點(diǎn)是鍛件在冷卻過程中產(chǎn)生的一種內(nèi)部缺陷。在鋼坯的縱向斷口上呈圓形有橢圓形的銀白色斑點(diǎn)。合金鋼白點(diǎn)的色澤光亮，碳素鋼的較暗些。白色斑點(diǎn)的平均直徑由幾毫米到幾十毫米。圖片1-1為時(shí)輪鍛件縱向斷面上的白點(diǎn)。在鋼坯的橫向斷口上白點(diǎn)呈細(xì)小的裂紋（圖片1-2）。從顯微組織上觀察，在白點(diǎn)的鄰近區(qū)域沒有發(fā)現(xiàn)塑性變形痕跡。因此，白點(diǎn)是純脆性的。

白點(diǎn)是鍛件在冷卻過程中產(chǎn)生的一種內(nèi)部缺陷。在鋼坯的縱向斷口上9.白點(diǎn)

白點(diǎn)的主要特征是在鋼坯的縱向斷口上呈圓形或橢圓形的銀白色斑點(diǎn)，在橫向斷口上呈細(xì)小的裂紋。白點(diǎn)的大小不一，長度由1～20mm或更長。白點(diǎn)在鎳鉻鋼、鎳鉻鉬鋼等合金鋼中常見，普通碳鋼中也有發(fā)現(xiàn)，是隱藏在內(nèi)部的缺陷。白點(diǎn)是在氫和相變時(shí)的組織應(yīng)力以及熱應(yīng)力的共同作用下產(chǎn)生的，當(dāng)鋼中含氫量較多和熱壓力加工后冷卻（或鍛后熱處理）太快時(shí)較易產(chǎn)生。用帶有白點(diǎn)的鋼鍛造出來的鍛件，在熱處理時(shí)（淬火）易發(fā)生龜裂，有時(shí)甚至成塊掉下。白點(diǎn)降低鋼的塑性和零件的強(qiáng)度，是應(yīng)力集中點(diǎn)，它像尖銳的切刀一樣，在交變載荷的作用下，很容易變成疲勞裂紋而導(dǎo)致疲勞破壞。所以鍛造原材料中絕對不允許有白點(diǎn)。9.白點(diǎn)鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件（一）白點(diǎn)對鋼的力學(xué)性能的影響

白點(diǎn)的存在對鋼的性能有極為不利的影響。它使鋼的力學(xué)性能降低，熱處理淬火時(shí)使零件開裂，使用時(shí)造成零件的斷裂。白點(diǎn)對鋼力學(xué)性能的影響與取樣的位置及方向有很大關(guān)系。當(dāng)試樣軸線與白點(diǎn)分布平行時(shí)，力學(xué)性能的降低有時(shí)并不明顯；當(dāng)試樣軸線與白點(diǎn)分布垂直時(shí)，力學(xué)性能將顯著下降，尤其是塑性指針和沖擊韌度降低更為明顯。表1-1是白點(diǎn)對鉻、鎳、鉬結(jié)構(gòu)鋼鋼坯力學(xué)性能的影響；表1-2是白點(diǎn)對22CrMnMo鋼齒輪軸力學(xué)性能的影響。

（一）白點(diǎn)對鋼的力學(xué)性能的影響鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件由于白點(diǎn)處是應(yīng)力集中點(diǎn)，在交變和重復(fù)載荷作用下，常常成為疲勞源，導(dǎo)致零件疲勞斷裂。國外電站設(shè)備曾發(fā)生因轉(zhuǎn)子和葉輪中有白點(diǎn)而造成的嚴(yán)重事故。因此，白點(diǎn)是一種不允許的缺陷。近來有關(guān)數(shù)據(jù)介紹，白點(diǎn)不太嚴(yán)重的鋼材，在適當(dāng)?shù)臏囟群蛻?yīng)力狀態(tài)條件下，當(dāng)鍛比足夠大時(shí)，可以使白點(diǎn)焊合。由于白點(diǎn)處是應(yīng)力集中點(diǎn)，在交變和重復(fù)載荷作用下，常常成為疲勞白點(diǎn)多發(fā)生在珠光體和馬氏體類合金鋼中，碳素鋼程度較輕，奧氏體和鐵素體類鋼很少發(fā)現(xiàn)白點(diǎn)，萊氏體合金鋼也未發(fā)現(xiàn)過白點(diǎn)。鍛件尺寸愈大，白點(diǎn)愈易形成。因此，鍛造白點(diǎn)敏感性鋼的大型鍛件時(shí)就應(yīng)特別注意，例如電站的轉(zhuǎn)子和葉輪鍛件等。白點(diǎn)多發(fā)生在珠光體和馬氏體類合金鋼中，碳素鋼程度較輕，奧氏體（二）關(guān)于白點(diǎn)形成的原因

關(guān)于白點(diǎn)形成的理論較多。但比較有說服力而又能被實(shí)踐證明的是：白點(diǎn)是由于鋼中氫和組織應(yīng)力共同作用的結(jié)果。這里的組織應(yīng)力主要指奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體和珠光體時(shí)形成的內(nèi)應(yīng)力。沒有一定數(shù)量的氫和較顯著的組織應(yīng)力，白點(diǎn)是不能形成的。但是，若只是含氫量較高，而組織應(yīng)力不大，一般也不會(huì)出現(xiàn)白點(diǎn)。例如，單相的奧氏體和鐵素體類鋼，因沒有相變的組織應(yīng)力，就極少出現(xiàn)白點(diǎn)。（二）關(guān)于白點(diǎn)形成的原因氫氣和組織應(yīng)力是如何促使形成白點(diǎn)的呢？目前對這些問題的認(rèn)識大致如下：1）鋼中含有氫時(shí)，使鋼的塑性降低。當(dāng)含氫量達(dá)到某數(shù)值時(shí)，塑性急劇地下降，造成氫脆現(xiàn)象。尤其當(dāng)鋼內(nèi)長時(shí)間存在應(yīng)力的情況下，氫可以擴(kuò)散到應(yīng)力集中區(qū)（間隙溶解的氫原子有集中到承受張應(yīng)力的晶格中去的傾向），并使其塑性下降到幾乎等于零。在應(yīng)力足夠大時(shí)就產(chǎn)生脆性破斷。例如25Cr2Ni2Mo鋼含

14.5cm3/100g的氫時(shí),于900℃正火,600℃回火后的伸長率降至0.6%,斷面收縮率降至0;含7.84cm3/100g的氫時(shí),淬火狀態(tài)的伸長率和斷面收縮率均降至

0。20鋼含170cm3/100g的氫時(shí),退火狀態(tài)的伸長率降為

0.2%,斷面收縮率為0;含12.76cm3/100g的氫時(shí),淬火狀態(tài)的伸長率和斷面收縮率均降至0;2)煉鋼時(shí)鋼液中吸收的氫,在鋼錠凝固時(shí)因溶解度減少而析出。氫氣和組織應(yīng)力是如何促使形成白點(diǎn)的呢？目前對這些問題的認(rèn)識大圖1-3為氫在鐵中的溶解度曲線。它來不及逸出鋼錠表面而存在于鋼錠內(nèi)部空隙處。壓力加工之前加熱時(shí),氫又溶于鋼中,壓力加工后的冷卻過程中由于奧氏體分解和溫度降低,氫在鋼中溶解度減少,氫原子從固溶體中析出到鋼坯內(nèi)部的一些顯微空隙處。氫原子在這里將結(jié)合成分子狀態(tài),并產(chǎn)生相當(dāng)大的壓力(當(dāng)鋼中含氫量為0.001%,溫度為400℃時(shí),這種壓力可高達(dá)1200MPa以上)。另外,氫與鋼中的碳反應(yīng)形成甲烷(CH4),也造成很大的分子壓力。這一點(diǎn)被有的白點(diǎn)表面有脫碳現(xiàn)象所證實(shí);3)鋼坯在冷卻過程中因相變而造成的組織應(yīng)力在一定條件下可達(dá)到相當(dāng)大的數(shù)值(樹枝狀偏析愈嚴(yán)重、冷卻速度愈快、淬透性愈好的鋼組織應(yīng)力就愈大)。因此,鋼氫脆失去了塑性,在組織應(yīng)力及氫析出所造成的內(nèi)應(yīng)力的共同作用下,使鋼發(fā)生了脆性破裂,這就形成了白點(diǎn)。壓力加工過程中不均勻變形引起的附加應(yīng)力和冷卻時(shí)的熱應(yīng)力對白點(diǎn)形成也有一定影響。

圖1-3為氫在鐵中的溶解度曲線。它來不及逸出鋼錠表面而存在于鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件鑄鋼因?yàn)閮?nèi)部有許多較大的空隙，氫析出時(shí)不會(huì)造成很大的內(nèi)應(yīng)力，因此對白點(diǎn)不敏感。鐵素體和奧氏體類鋼因冷卻時(shí)無相變發(fā)生，不會(huì)有組織應(yīng)力，所以一般也不出現(xiàn)白點(diǎn)。萊氏體鋼冷卻時(shí)雖有較大的組織應(yīng)力，但可能是由于氫在這些鋼中形成穩(wěn)定的氫化物和由于復(fù)雜的碳化物阻礙了氫的析出等原因，也不產(chǎn)生白點(diǎn)。

白點(diǎn)常常是鍛件冷卻至室溫后幾小時(shí)或幾十小時(shí)，甚至更長的一段時(shí)間后才產(chǎn)生的。例如，160mm的馬氏體類合金結(jié)構(gòu)鋼方坯，冷卻后12、24、48h均未發(fā)現(xiàn)白點(diǎn)，直到72h才發(fā)現(xiàn)白點(diǎn)。另外，白點(diǎn)開始產(chǎn)生后，在以后的繼續(xù)冷卻和放置期間還不斷地?cái)U(kuò)大和產(chǎn)生新的白點(diǎn)。因此，檢查白點(diǎn)應(yīng)在冷卻后再隔一段時(shí)間進(jìn)行。鑄鋼因?yàn)閮?nèi)部有許多較大的空隙，氫析出時(shí)不會(huì)造成很大的內(nèi)應(yīng)力，（三）防止白點(diǎn)產(chǎn)生的對策

由于白點(diǎn)主要是由于鋼中氫和組織應(yīng)力共同作用下引起的，因此設(shè)法除氫和消除組織應(yīng)力就可以避免白點(diǎn)的產(chǎn)生。其中首先應(yīng)是除氫。最徹底的辦法是從熔煉工藝著手，使氫在鋼中的含量減少到不至引起白點(diǎn)的產(chǎn)生。嚴(yán)格控制煉鋼操作過程，采用真空澆注等是很有效的措施。如果煉鋼過程中氫含量不能控制在2cm3/100g以下,則必須在鍛后采用合理的除氫冷卻規(guī)范,決不允許鍛后直接空冷到室溫。壓力加工的鋼材如果不存在白點(diǎn),以后用這些鋼坯鍛成的鍛件就不會(huì)再出現(xiàn)白點(diǎn)。因此對鍛造來講,關(guān)鍵問題是制定合理的鍛后冷卻規(guī)范。（三）防止白點(diǎn)產(chǎn)生的對策為了消除白點(diǎn),制定冷卻規(guī)范的主要原則是:在盡量減小各種應(yīng)力(相變組織應(yīng)力、變形殘余應(yīng)力及冷卻溫度應(yīng)力等)的條件下在氫擴(kuò)散速度最快的溫度區(qū)間,長時(shí)間保溫,使氫能從鋼錠中充分?jǐn)U散出來。具體的措施是采用等溫退火。

對馬氏體類鋼,在等溫轉(zhuǎn)變時(shí),有兩個(gè)溫度范圍奧氏體穩(wěn)定性很小,分解速度最快。一個(gè)是600~620℃(保溫15h奧氏體可分解20%);另一個(gè)是280~320℃(16min內(nèi)奧氏體可分解95%。試驗(yàn)證明,在這兩個(gè)奧氏體分解比較快的溫度范圍內(nèi),氫擴(kuò)散的速度也是最快的。為了消除白點(diǎn),制定冷卻規(guī)范的主要原則是:在盡量減小各種應(yīng)力(圖1-4為氫的擴(kuò)散速度與溫度的關(guān)系曲線。體心立方晶格的鐵素體比面心立方晶格的奧氏體可溶解的氫少。在600~620℃長時(shí)間保溫,進(jìn)行等溫退火時(shí),鋼的塑性較好,同時(shí)溫度應(yīng)力、相變應(yīng)力較小,較安全,但時(shí)間要很長。在280~320℃作等溫退火,奧氏體分解快、需要的時(shí)間短,但相變應(yīng)力和溫度應(yīng)力較大,材料塑性較低,對較大的鍛件,如控制不好易出現(xiàn)裂紋。另外,較大截面的鍛件,中心部分的氫也很難擴(kuò)散出去。因此,對鉻鎳鉬鋼的大鍛件,一般采用起伏的冷卻規(guī)范,既能充分除氫,盡量減小應(yīng)力、又能提高效率。圖1-4為氫的擴(kuò)散速度與溫度的關(guān)系曲線。體心立方晶格的鐵素鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件圖1-5為34CrNiMoφ1030mm轉(zhuǎn)子鍛件的冷卻曲線。該曲線的主要特點(diǎn)是:①鍛后先保溫一段時(shí)間,使鍛件內(nèi)外溫度均勻,以消除變形不均勻引起的殘余應(yīng)力和冷卻時(shí)的溫度應(yīng)力。然后緩冷至略高于馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms,這時(shí)奧氏體不是分解為脆性的馬氏體,而是韌性較好的貝氏體,相變應(yīng)力較小,在稍高于Ms點(diǎn)保持一段時(shí)間,使奧氏體充分分解,使氫充分向外擴(kuò)散。但因溫度低,氫氣析出只在表面,鍛件中心部分仍保留較多的氫;②將鍛件再加熱到重結(jié)晶溫度以上,并保溫,使氫由含量多的心部向含量少的表面擴(kuò)散,亦即使氫含量沿截面較均勻地分布,這時(shí)由于重結(jié)晶的作用使鍛件的晶粒細(xì)化,為最終熱處理創(chuàng)造較好的條件;③再次緩冷到Ms點(diǎn)以上,氫從表面擴(kuò)散出去,而中心部分仍被保留著;④為使組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w,將鍛件加熱到600~650℃并進(jìn)行充分保溫,一方面使奧氏體充分分解,另一方面使中心的氫盡量向表面擴(kuò)散。

圖1-5為34CrNiMoφ1030mm轉(zhuǎn)子鍛件的冷卻曲線鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件

34CrNi3Mo鋼對白點(diǎn)很敏感,而且轉(zhuǎn)子鍛件截面較大,所以工藝較復(fù)雜。對其他鍛件,冷卻曲線應(yīng)根據(jù)鋼種和尺寸具體確定。

對珠光體類鋼鍛件,鍛完后冷卻到Ac1以下50~150℃,使奧氏體分解為珠光體,再加熱到Ac1以下20~50℃,長時(shí)間保溫(根據(jù)鍛件尺寸大約幾小時(shí)到十幾小時(shí)，保溫過程中使組織應(yīng)力充分消除，并使氫逸出），然后緩慢冷卻；或者鍛后冷卻至Ac1以下50~150℃，再熱至Ac3以上20~30℃（過共析鋼為Ac1以上20~30℃）保溫，再冷卻至Ac1以下50~60℃長時(shí)間保溫，以后緩慢冷卻。在奧氏體已轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的情況下，在靠近Ac1點(diǎn)保溫可使氫較快地逸出。

34CrNi3Mo鋼對白點(diǎn)很敏感,而且轉(zhuǎn)子鍛件截面較大,所

10.粗晶環(huán)

粗晶環(huán)常常是鋁合金或鎂合金擠壓棒材上存在的缺陷。經(jīng)熱處理后供應(yīng)的鋁、鎂合金的擠壓棒材，在其圓斷面的外層常常有粗晶環(huán)。粗晶環(huán)的厚度，由擠壓時(shí)的始端到末端是逐漸增加的。若擠壓時(shí)的潤滑條件良好，則在熱處理后可以減小或避免粗晶環(huán)。反之，環(huán)的厚度會(huì)增加。粗晶環(huán)的產(chǎn)生原因與很多因素有關(guān)。但主要因素是由于擠壓過程中金屬與擠壓筒之間產(chǎn)生的摩擦。這種摩擦致使擠出來的棒材橫斷面的外表層晶粒要比棒材中心處晶粒的破碎程度大得多。但是由于筒壁的影響，此區(qū)溫度低，擠壓時(shí)未能完全再結(jié)晶，淬火加熱時(shí)未再結(jié)晶的晶粒再結(jié)晶并長大吞并已經(jīng)再結(jié)晶的晶粒，于是在表層形成了粗晶環(huán)。有粗晶環(huán)的坯料鍛造時(shí)容易開裂，如粗晶環(huán)保留在鍛件表層，則將降低零件的性能。有粗晶環(huán)缺陷的坯料，在鍛造前必需將粗晶環(huán)車去。10.粗晶環(huán)11.縮管殘余

縮管殘余一般是由于鋼錠冒口部分產(chǎn)生的集中縮孔未切除干凈，開坯和軋制時(shí)殘留在鋼材內(nèi)部而產(chǎn)生的?？s管殘余附近區(qū)域一般會(huì)出現(xiàn)密集的夾雜物、疏松或偏析。在橫向低倍中呈不規(guī)則的皺折的縫隙。鍛造時(shí)或熱處理時(shí)易引起鍛件開裂11.縮管殘余二、備料不當(dāng)產(chǎn)生的缺陷及其對鍛件的影響1.切斜

切斜是在鋸床或沖床上下料時(shí)，由于未將棒料壓緊，致使坯料端面相對于縱軸線的傾斜量超過了規(guī)定的許可值。嚴(yán)重的切斜，可能在鍛造過程中形成折疊。2.坯料端部彎曲并帶毛刺在剪斷機(jī)或沖床上下料時(shí)，由于剪刀片或切斷模刃口之間的間隙過大或由于刃口不銳利，使坯料在被切斷之前已有彎曲，結(jié)果部分金屬被擠人刀片或模具的間隙中，形成端部下垂毛刺。有毛刺的坯料，加熱時(shí)易引起局部過熱、過燒，鍛造時(shí)易產(chǎn)生折疊和開裂。二、備料不當(dāng)產(chǎn)生的缺陷及其對鍛件的影響3.坯料端面凹陷

在剪床上下料時(shí)，由于剪刀片之間的間隙太小，金屬斷面上、下裂紋不重合，產(chǎn)生二次剪切，結(jié)果部分端部金屬被拉掉，端面成凹陷狀。這樣的坯料鍛造時(shí)易產(chǎn)生折疊和開裂。4.端部裂紋在冷態(tài)剪切大斷面合金鋼和高碳鋼棒料時(shí)，常常在剪切后3～4h發(fā)現(xiàn)端部出現(xiàn)裂紋。主要是由于刀片的單位壓力太大，使圓形斷面的坯料壓扁成橢圓形，這時(shí)材料中產(chǎn)生了很大的內(nèi)應(yīng)力。而壓扁的端面力求恢復(fù)原來的形狀，在內(nèi)應(yīng)力的作用下則常在切料后的幾小時(shí)內(nèi)出現(xiàn)裂紋。材料硬度過高、硬度不均和材料偏析較嚴(yán)重時(shí)也易產(chǎn)生剪切裂紋。有端部裂紋的坯料，鍛造時(shí)裂紋將進(jìn)一步擴(kuò)展。3.坯料端面凹陷5.氣割裂紋

氣割裂紋一般位于坯料端部，是由于氣割前原材料沒有預(yù)熱，氣割時(shí)產(chǎn)生組織應(yīng)力和熱應(yīng)力引起的。有氣割裂紋的坯料，鍛造時(shí)裂紋將進(jìn)一步擴(kuò)展。因此鍛前應(yīng)予以預(yù)先清除。6.凸芯開裂

車床下料時(shí)，在棒料端面的中心部位往往留有凸芯。鍛造過程中，由于凸芯的斷面很小，冷卻很快，因而其塑性較低，但坯料基體部分?jǐn)嗝娲?，冷卻慢，塑性高。因此，在斷面突變交接處成為應(yīng)力集中的部位，加之兩部分塑性差異較大，故在錘擊力的作用下，凸芯的周圍容易造成開裂。

5.氣割裂紋三、加熱工藝不當(dāng)常產(chǎn)生的缺陷

加熱不當(dāng)所產(chǎn)生的缺陷可分為：①由于介質(zhì)影響使坯料外層組織化學(xué)狀態(tài)變化而引起的缺陷，如氧化、脫碳、增碳和滲硫、滲銅等。②由內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)的異常變化引起的缺陷，如過熱、過燒和未熱透等。③由于溫度在坯料內(nèi)部分布不均，引起內(nèi)應(yīng)力（如溫度應(yīng)力、組織應(yīng)力）過大而產(chǎn)生的坯料開裂等。下面介紹其中幾種常見的缺陷，其余的可見有關(guān)的實(shí)例。

三、加熱工藝不當(dāng)常產(chǎn)生的缺陷

1.脫碳

脫碳是指金屬在高溫下表層的碳被氧化，使得表層的含碳量較內(nèi)部有明顯降低的現(xiàn)象。脫碳層的深度與鋼的成分、爐氣的成分、溫度和在此溫度下的保溫時(shí)間有關(guān)。采用氧化性氣氛加熱易發(fā)生脫碳，高碳鋼易脫碳，含硅量多的鋼也易脫碳。脫碳使零件的強(qiáng)度和疲勞性能下降，磨損抗力減弱。脫碳的過程就是鋼中碳在高溫下與氫或氧發(fā)生作用生成甲烷或一氧化碳。其化學(xué)方程式如下:2Fe3C+O2<=>6Fe+2COFe3C+2H2<=>3Fe+CH4

Fe3C+H2O<=>3Fe+CO+H2

Fe3C+CO2<=>3Fe+2CO這些反應(yīng)是可逆的,即氫、氧和二氧化碳使鋼脫碳,而甲烷和一氧化碳則使鋼增碳。

1.脫碳

脫碳是擴(kuò)散作用的結(jié)果,脫碳時(shí)一方面是氧向鋼內(nèi)擴(kuò)散;另一方面鋼中的碳向外擴(kuò)散。從最后的結(jié)果看,脫碳層只在脫碳速度超過氧化速度時(shí)才能形成。當(dāng)氧化速度很大時(shí),可以不發(fā)生明顯的脫碳現(xiàn)象,即脫碳層產(chǎn)生后鐵即被氧化而成氧化鐵皮。因此,在氧化作用相對較弱的氣氛中,可以形成較深的脫碳層。

變壓器硅鋼片要求含碳量盡量低,除在冶煉上應(yīng)加以控制外,在鍛軋加熱時(shí)還應(yīng)利用脫碳現(xiàn)象,使碳含量進(jìn)一步下降,從而獲得容易磁化的性能。但對大多數(shù)鋼來說,脫碳會(huì)使其性能變壞,故均視為缺陷。特別是高碳工具鋼、軸承鋼、高速鋼及彈簧鋼,脫碳更是一種嚴(yán)重的缺陷。脫碳是擴(kuò)散作用的結(jié)果,脫碳時(shí)一方面是氧向鋼內(nèi)擴(kuò)散;另一方面脫碳層的組織特征:脫碳層由于碳被氧化,反映在化學(xué)成分上其含碳量較正常組織低,反映在金相組織上其滲碳體(Fe3C)的數(shù)量較正常組織少,反映在力學(xué)性能上其強(qiáng)度或硬度較正常組織低。

鋼的脫碳層包括全脫碳層和部分脫碳層(過渡層)兩部分。部分脫碳層是指在全脫碳層之后到鋼含碳量正常的組織處。在脫碳不嚴(yán)重的情況下,有時(shí)僅看到部分脫碳層而沒有全脫碳層。圖片3-1為熱軋60Si2鋼的表面脫碳情況。脫碳層的組織特征:脫碳層由于碳被氧化,反映在化學(xué)成分上其含碳鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件關(guān)于脫碳層深度可根據(jù)脫碳成分、組織及性能的變化，采用多種方法測定。例如逐層取樣化學(xué)分析鋼的含碳量，觀察鋼的表面到心部的金相組織變化，測定鋼的表層到心部的顯微硬度變化等等。實(shí)際生產(chǎn)中以金相法測定鋼的脫碳層最為普遍。關(guān)于脫碳層深度可根據(jù)脫碳成分、組織及性能的變化，采用多種方法（二）脫碳對鋼性能的影響

1.對鍛造和熱處理等工藝性能的影響

1）2Cr13不銹鋼加熱溫度過高，保溫時(shí)間過長時(shí)，能促使高溫δ鐵素體在表面過早的形成，使鍛件表面的塑性大大降低，模鍛時(shí)容易開裂。

2）奧氏體錳鋼脫碳后，表層將得不到均勻的奧氏體組織。這不僅使冷變形時(shí)的強(qiáng)化達(dá)不到要求，而且影響耐磨性，還可能由于變形不均勻產(chǎn)生裂紋。

3）鋼的表面脫碳以后，由于表層與心部的組織不同和線膨脹系數(shù)不同，因此淬火時(shí)所發(fā)生的不同組織轉(zhuǎn)變及體積變化將引起很大的內(nèi)應(yīng)力，同時(shí)表層經(jīng)脫碳后強(qiáng)度下降，甚至在淬火過程中有時(shí)使零件表面產(chǎn)生裂紋。

（二）脫碳對鋼性能的影響2.對零件性能的影響對于需要淬火的鋼，脫碳使其表層的含碳量降低，淬火后不能發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，或轉(zhuǎn)變不完全，結(jié)果得不到所要求的硬度。圖片3-2為30CrMnSiA鋼淬火后的金相組織。軸承鋼表面脫碳后會(huì)造成淬火軟點(diǎn)，使用時(shí)易發(fā)生接觸疲勞損壞；高速工具鋼表面脫碳會(huì)使紅硬性下降。2.對零件性能的影響鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件由于脫碳使鋼的疲勞強(qiáng)度降低，導(dǎo)致零件在使用中過早地發(fā)生疲勞損壞，圖片3-3所示連桿的疲勞破壞就是由于脫碳引起的。圖片3-4示的30CrMnSiNi2A鋼搖臂零件的疲勞斷裂也是由于模鍛件表面脫碳降低了零件疲勞性能所致，圖片3-5所示是脫碳層裂紋。零件上不加工的部分（黑皮部分）脫碳層全部保留在零件上，這將使性能下降。而零件的加工面上脫碳層的深度如在機(jī)械加工余量范圍內(nèi)，可以在加工時(shí)切削掉；但如超過加工余量范圍，脫碳層將部分保留下來，使性能下降。有時(shí)因?yàn)殄懺旃に嚥划?dāng)，脫碳層局部堆積，機(jī)械加工時(shí)將不能完全去掉而保留在零件上，引起性能不均，嚴(yán)重時(shí)造成零件報(bào)廢。由于脫碳使鋼的疲勞強(qiáng)度降低，導(dǎo)致零件在使用中過早地發(fā)生疲勞損鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件（三）影響鋼脫碳的因素

影響鋼脫碳的因素有鋼料的化學(xué)成分，加熱溫度，保溫時(shí)間和煤氣成分等。

1.鋼料的化學(xué)成分對脫碳的影響

鋼料的化學(xué)成分對脫碳有很大影響。鋼中含碳量愈高脫碳傾向愈大W、Al、Si、Co等元素都使鋼脫碳傾向增加；而

Cr、Mn等元素能阻止鋼脫碳。2.加熱溫度的影響

由圖3-6可以看出，隨著加熱溫度的提高，脫碳層的深度不斷增加。一般低于1000℃時(shí)，鋼表面的氧化皮阻礙碳的擴(kuò)散，脫碳比氧化慢，但隨著溫度升高，一方面氧化皮形成速度增加；另一方面氧化皮下碳的擴(kuò)散速度也加快，此時(shí)氧化皮失去保護(hù)能力，達(dá)到某一溫度后脫碳反而比氧化快。例如GC15鋼在1100~1200℃溫度下發(fā)生強(qiáng)烈的脫碳現(xiàn)象。（三）影響鋼脫碳的因素鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件3.保溫時(shí)間和加熱次數(shù)的影響

加熱時(shí)間越長，加熱火次愈多，脫碳層愈深，但脫碳層并不與時(shí)間成正比增加。例如高速鋼的脫碳層在1000℃加熱0.5h，深度達(dá)0.4mm；加熱4h達(dá)1.0mm；加熱12h后達(dá)1.2mm。

4.爐內(nèi)氣氛對脫碳的影響在加熱過程中，由于燃料成分，燃燒條件及溫度不同，使燃燒產(chǎn)物中含有不同的氣體，因而構(gòu)成不同的爐內(nèi)氣氛，有氧化性的也有還原性的。他們對鋼的作用是不同的。氧化性氣氛引起鋼的氧化與脫碳，其中脫碳能力最強(qiáng)的介質(zhì)是H2O（汽），其次是CO2與O2，最后是H2；而有些氣氛則使鋼增碳，如

CO和

CH4。爐內(nèi)空氣過剩系數(shù)α大小對脫碳也有重要的影響；當(dāng)α過小時(shí)、燃燒產(chǎn)物中出現(xiàn)H2，在潮濕的氫氣內(nèi)的脫碳速度隨著含水量的增加而增大。因此，在煤氣無氧化加熱爐中加熱，當(dāng)爐氣中含H2O較多時(shí)，也要引起脫碳；當(dāng)α過大時(shí)，由于形成的氧化皮多，阻礙著碳的擴(kuò)散，故可減小脫碳層的深度。在中性介質(zhì)中加熱時(shí)，可使脫碳最少。3.保溫時(shí)間和加熱次數(shù)的影響（四）防止脫碳的對策

防止脫碳的對策主要有以下幾方面：

1）工件加熱時(shí)，盡可能地降低加熱溫度及在高溫下的停留時(shí)間；合理地選擇加熱速度以縮短加熱的總時(shí)間；

2）造成及控制適當(dāng)?shù)募訜釟夥?，使呈現(xiàn)中性或采用保護(hù)性氣體加熱，為此可采用特殊設(shè)計(jì)的加熱爐（在脫氧良好的鹽浴爐中加熱，要比普通箱式爐中加熱的脫碳傾向?yàn)樾。?）熱壓力加工過程中，如果因?yàn)橐恍┡既灰蛩厥股a(chǎn)中斷，應(yīng)降低爐溫以待生產(chǎn)恢復(fù)，如停頓時(shí)間很長，則應(yīng)將坯料從爐內(nèi)取出或隨爐降溫；

4）進(jìn)行冷變形時(shí)盡可能地減少中間退火的次數(shù)及降低中間退火的溫度，或者用軟化回火代替高溫退火。進(jìn)行中間退火或軟化回火時(shí)，加熱應(yīng)在保護(hù)介質(zhì)中進(jìn)行；5）高溫加熱時(shí)，鋼的表面利用覆蓋物及涂料保護(hù)以防止氧化和脫碳；

6）正確的操作及增大工件的加工余量，以使脫碳層在加工時(shí)能完全去掉。

（四）防止脫碳的對策2.增碳

經(jīng)油爐加熱的鍛件，常常在表面或部分表面發(fā)生增碳現(xiàn)象。有時(shí)增碳層厚度達(dá)1.5～1.6mm，增碳層的含碳量達(dá)1％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）左右，局部點(diǎn)含碳量甚至超過2％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），出現(xiàn)萊氏體組織。這主要是在油爐加熱的情況下，當(dāng)坯料的位置靠近油爐噴嘴或者就在兩個(gè)噴嘴交叉噴射燃油的區(qū)域內(nèi)時(shí)，由于油和空氣混合得不太好，因而燃燒不完全，結(jié)果在坯料的表面形成還原性的滲碳?xì)夥眨瑥亩a(chǎn)生表面增碳的效果。增碳使鍛件的機(jī)械加工性能變壞，切削時(shí)易打刀。2.增碳3.過熱

、過燒

(一)概述

鍛造工藝過程中，如果加熱溫度控制不當(dāng)常常容易引起鍛件過熱的現(xiàn)象。過熱將引起材料的塑性、沖擊韌度、疲勞性能、斷裂韌度及抗應(yīng)力腐蝕能力下降。例如18CrZNi4WA鋼嚴(yán)重過熱后，沖擊韌度由0.8~1.OMJ/m2下降為0.5MJ/m2。

一般認(rèn)為,金屬由于加熱溫度過高或高溫保溫時(shí)間過長而引起晶粒粗大的現(xiàn)象就是過熱。至于晶粒粗大到什么程度算過熱,應(yīng)視具體材料而有所不同。碳鋼(包括亞共折鋼和過共折鋼)、軸承鋼和一些鋼合金,過熱之后往往出現(xiàn)魏氏組織(圖片3-7);馬氏體和貝氏體鋼過熱之后往往出現(xiàn)晶內(nèi)織構(gòu)組織(見圖片3-8);1Cr18Ni9Ti、1Cr13和Cr17Ni2等不銹鋼過熱之后α相(或δ鐵素體)顯著增多;工模具鋼(或高合金鋼)往往以一次碳化物角狀化為特征判定過熱組織(見圖片3-9)。鈦合金過熱后出現(xiàn)明顯的β晶界和平直細(xì)長的魏氏組織(圖片3-10),這些通過金相檢查便可以判定。對鋁合金的過熱現(xiàn)在沒有明確的判定標(biāo)準(zhǔn)。3.過熱、過燒鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件一般過熱的結(jié)構(gòu)鋼經(jīng)正常熱處理(正火、淬火)之后,組織可以得到改善,性能也隨之恢復(fù)。但是Cr—Ni、C—Ni—Mo、Cr—Ni—W、Cr—Ni—Mo—V系多數(shù)合金結(jié)構(gòu)鋼嚴(yán)重過熱之后,沖擊韌度大幅度下降,而且用正常熱處理工藝,組織也極難改善,因此對過熱組織,按照用正常熱處理工藝消除的難易程度,可以分為不穩(wěn)定過熱和穩(wěn)定過熱兩種情況。不穩(wěn)定過熱是用熱處理方法能消除所產(chǎn)生的過熱組織,亦稱一般過熱;穩(wěn)定過熱是指經(jīng)一般的正火(包括高溫正火)、退火或淬火處理后,過熱組織不能完全消除。合金結(jié)構(gòu)鋼的嚴(yán)重過熱常常表現(xiàn)為穩(wěn)定過熱。碳鋼、9Cr18不銹鋼、軸承鋼、彈簧鋼中也發(fā)生類似情況。

過燒,加熱溫度比過熱的更高,但與過熱沒有嚴(yán)格的溫度界限。一般以晶粒邊界出現(xiàn)氧化及熔化為特征來判定過燒。如對碳素鋼來說,過燒時(shí)晶界熔化、嚴(yán)重氧化(見圖片3-11),工模具鋼(高速鋼、Cr12Mo等鋼)過燒時(shí),晶界因熔化而出現(xiàn)魚骨狀萊氏體(見照片3-12)。鋁合金過燒時(shí),出現(xiàn)晶界熔化三角區(qū)和復(fù)熔球等現(xiàn)象(見圖片3-13)。鍛件過燒后往往無法挽救,只好報(bào)廢。一般過熱的結(jié)構(gòu)鋼經(jīng)正常熱處理(正火、淬火)之后,組織可以得到鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件下面?zhèn)戎亟榻B穩(wěn)定過熱的機(jī)理及影響的因素。在此基礎(chǔ)上簡要介紹過熱對力學(xué)性能的影響，過熱、過燒的鑒別方法以及防止措施。

應(yīng)當(dāng)指出，這里討論的穩(wěn)定過熱是對有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的鋼而言的。對沒有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的金屬材料根本不存在這種問題，因?yàn)橹灰^熱就是穩(wěn)定的，用熱處理的辦法不能消除。對于有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的鋼，明確提出穩(wěn)定和不穩(wěn)定的概念，對指導(dǎo)鍛壓和熱處理工藝具有重要的實(shí)際意義，因?yàn)樵趯?shí)際生產(chǎn)中，有時(shí)將穩(wěn)定過熱的鍛件按不穩(wěn)定過熱的情況進(jìn)行處理，結(jié)果，穩(wěn)定過熱引起的缺陷組織遺傳在零件中，降低材料的性能，甚至在使用中造成嚴(yán)重事故。（α+β）鈦合金和（α+β）銅合金雖有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，但過熱之后也不能用熱處理方法消除，性能顯著下降。一些雙相不銹鋼，如

1Cr18Ni9Ti、1Cr13、Cr17Ni2等，過熱之后α相（或δ鐵素體）顯著增加，使性能降低，用熱處理方法也不易改善和恢復(fù)。

在鋼中引起穩(wěn)定過熱的機(jī)理有兩種：①由析出相引起的穩(wěn)定過熱；②由于晶粒遺傳（組織遺傳）引起的穩(wěn)定過熱。下面?zhèn)戎亟榻B穩(wěn)定過熱的機(jī)理及影響的因素。在此基礎(chǔ)上簡要介紹過（二）析出相引起的穩(wěn)定過熱

1.析出相引起的穩(wěn)定過熱的機(jī)理

鋼在奧氏體區(qū)加熱，隨著溫度升高，奧氏體晶粒粗大，特別是在機(jī)械阻礙物大量固溶于奧氏體以后，晶粒迅速長大，高溫固溶于奧氏體的第二相（例如硫化錳），在冷卻過程中沿原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）析出。由于它們的固溶溫度高（一般都在1000℃以上），因此，一般熱處理（淬火、退火、正火）時(shí)，在較低的奧氏體化溫度（除萊氏體工具鋼外都低于930℃）下，不再溶入基體。因此，這些第二相的分布、大小、形態(tài)和數(shù)量不會(huì)有多大程度的改變或基本不變，形成了穩(wěn)定的原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）。概括起來就是：穩(wěn)定過熱是指鋼過熱后，除原高溫奧氏體晶粒粗大外，沿奧氏體晶界（或李晶界）大量析出第二相質(zhì)點(diǎn)或薄膜，以及其它促使原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）或其它過熱組織穩(wěn)定化的因素，這種過熱用一般熱處理的方法（擴(kuò)散退火除外）不易改善或不能消除。

（二）析出相引起的穩(wěn)定過熱存在有穩(wěn)定過熱組織的零件受力時(shí)，沿晶界（或?qū)\晶界）析出的第二相質(zhì)點(diǎn)，常常是促成微觀裂紋的起因，引起晶界弱化，促使沿原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）斷裂（尤其當(dāng)基體韌性較好時(shí)）。圖片3-12為裂紋沿有析出相的原奧氏體晶界擴(kuò)展的情況。過熱溫度越高，高溫穩(wěn)定相固溶的越多，晶粒越粗大，冷卻時(shí)析出的密度也愈大。這樣的過熱組織也愈穩(wěn)定，晶界弱化也愈嚴(yán)重。存在有穩(wěn)定過熱組織的零件受力時(shí)，沿晶界（或?qū)\晶界）析出的第二近年來研究結(jié)果表明，引起穩(wěn)定過熱的析出相不僅有硫化物（MnS），還有碳化物，氮化物、硼化物（M23CB）以及碳氮化鈦（TiCN）、硫碳化鈦（Ti2SC）等。例如

Cr—Ni、Cr—Ni—W和Cr—Ni—Mo系合金結(jié)構(gòu)鋼穩(wěn)定過熱后，大量析出的主要是較細(xì)的MnS、圖片3-13為35CrNiMo鋼過熱石狀斷口，圖片3-14為石狀斷口過熱小平面微觀形態(tài)，是以MnS為顯微裂紋核心的沿晶孔坑型斷裂。近年來研究結(jié)果表明，引起穩(wěn)定過熱的析出相不僅有硫化物（MnS除合金結(jié)構(gòu)鋼出現(xiàn)穩(wěn)定過熱外，在碳鋼、9Cr18不銹鋼、GC15軸承鋼、60SiMo彈簧鋼、高速鋼等鋼種也常出現(xiàn)這種缺陷，而且不僅沿奧氏體晶界析出，沿孿晶界也有析出。

形成穩(wěn)定過熱的充分和必要條件是：①高溫加熱使奧氏體晶粒粗化；②冷卻后沿原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界等）大量析出高溫穩(wěn)定的第二相或者存在其它促使原高溫奧氏體晶界穩(wěn)定和弱化的因素。必須指出，單純奧氏體晶粒粗化引起的過熱只是一種不穩(wěn)定過熱；而奧氏體晶粒不粗大，單純由大量第二相沿晶界析出引起的原奧氏體晶界弱化不屬于過熱問題。除合金結(jié)構(gòu)鋼出現(xiàn)穩(wěn)定過熱外，在碳鋼、9Cr18不銹鋼、GC12.影響穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱的主要因素由析出相引起的穩(wěn)定過熱程度，主要取決于析出相的成分和析出的密度。因此，影響穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱的主要因素除與加熱溫度高低和保溫長短有關(guān)外，還主要和鋼的化學(xué)成分、鋼中微量元素（包括雜質(zhì)元素）及含量、過熱后的冷卻速度、鍛造變形程度等有關(guān)。

奧氏體晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，則沿晶界封閉的愈完整。如果沿奧氏體晶界析出的密度小或不完全封閉，則穩(wěn)定性小。因此，在奧氏體晶粒大小一定的條件下，沿原高溫奧氏體晶界析出相的密度大小，就決定著穩(wěn)定程度的大小。如果析出相的質(zhì)點(diǎn)很大，但密度極低，也不易形成穩(wěn)定過熱。2.影響穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱的主要因素（1）鋼的化學(xué)成分及微量元素的影響

由前面的例子中可以看出，鋼的化學(xué)成分決定著析出相的種類，例如Cr—Ni、Cr—Ni—Mo—V、Cr—Ni—W系合金結(jié)構(gòu)鋼中的析出相是MnS；25MnTiB鋼中由于Ti與S比Mn與S有更大的親合力，主要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不銹鋼中主要析出一次碳化物。

不同成分的析出相固溶于奧氏體中的溫度不同，因而對穩(wěn)定程度有重要影響。例如MnS、AlN大量固溶的溫度約在1200℃左右，TiCN的固溶溫度在1350℃左右，Ti2SC在1350℃時(shí)還沒有固溶。9Cr18不銹鋼的一次碳化物固溶溫度也在1000℃以上。析出相的固溶溫度愈高，高溫愈穩(wěn)定，形成穩(wěn)定過熱的敏感性則愈低，但一經(jīng)固溶和析出后，則很難消除。稀土元素減少形成穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱有重要影響。例如25MnTiB鋼中，當(dāng)RE/S=1.5~2時(shí)，由于形成高溫下穩(wěn)定顆粒狀稀土硫化物，可以細(xì)化1350~1400℃以下的奧氏體晶粒，減少原奧氏體晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，降低過熱敏感性。

（1）鋼的化學(xué)成分及微量元素的影響（2）過熱后冷卻速度的影響

過熱后冷卻速度對是否形成穩(wěn)定過熱及其穩(wěn)定程度有重要影響，它影響著析出相的數(shù)量和密度。冷卻速度過快，第二相可能來不及沿晶界析出；冷卻速度過于緩慢則析出相聚集成較大的質(zhì)點(diǎn)，這兩種情況均不易形成穩(wěn)定過熱。只有在第二相充分析出而又來不及聚集的冷卻速度下才易形成穩(wěn)定過熱。因此相對的中等冷卻速度最易形成穩(wěn)定過熱。（2）過熱后冷卻速度的影響（3）塑性變形及熱處理對穩(wěn)定過熱的影響

塑性變形可以破碎過熱形成的粗大奧氏體晶粒并破壞其沿晶界析出相的連續(xù)網(wǎng)狀分布，因此可以改善或消除穩(wěn)定過熱。

40MnB鋼自1150℃直接空冷和經(jīng)熱軋后空冷呈現(xiàn)兩種不同的斷口情況。直接空冷的坯料原奧氏體晶粒粗大，析出相呈粗大的網(wǎng)狀分布，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后為石狀斷口。而經(jīng)熱軋后空冷的原高溫奧氏體晶粒細(xì)小，析出相分散，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后為纖維狀斷口。試驗(yàn)表明已經(jīng)形成穩(wěn)定過熱，呈現(xiàn)石狀斷口的

18Cr2Ni4WA和45鋼，經(jīng)重新加熱改鍛，當(dāng)鍛造比大于

4時(shí)，可基本消除穩(wěn)定過熱的組織，獲得正常的纖維狀斷口。

用熱處理方法改善或消除穩(wěn)定過熱是困難的，有時(shí)是不可能的。某些合金結(jié)構(gòu)鋼的試驗(yàn)表明：只有輕度穩(wěn)定過熱（即析出相密度較小，在斷口上呈現(xiàn)細(xì)小，分散的石狀情況）經(jīng)二次正火或多次正火可以改善或消除。對于一般的穩(wěn)定過熱（在斷口上分布的石狀較多，石狀尺寸較大）需經(jīng)多次高溫?cái)U(kuò)散退火和正火才可能得到改善，而對于較嚴(yán)重的穩(wěn)定過熱（石狀較大、遍及整個(gè)斷面），多次長時(shí)間高溫?cái)U(kuò)散退人加正火也極難改善。

（3）塑性變形及熱處理對穩(wěn)定過熱的影響根據(jù)以上分析，為避免鍛件穩(wěn)定過熱，從鍛造工藝方面有下列有效對策：1）嚴(yán)格控制加熱溫度，盡可能縮短高溫保溫時(shí)間。加熱時(shí)坯料應(yīng)避開爐子的局部高溫區(qū)。

2）保證鍛件有足夠的變形量，一般當(dāng)鍛造比為1.5~2時(shí)，便有明顯效果，鍛造比愈大，效果愈顯著。對模鍛件來說，如預(yù)制坯后需再一次加熱時(shí)，應(yīng)保證鍛件各部分均有適當(dāng)?shù)淖冃瘟俊?/p>

3）適當(dāng)控制冷卻速度。

根據(jù)我們協(xié)同某廠解決炮尾鍛件石狀斷口的體會(huì)，恰當(dāng)?shù)夭捎蒙鲜鰧Σ?，便可以有效地避免形成穩(wěn)定過熱石狀斷口。根據(jù)以上分析，為避免鍛件穩(wěn)定過熱，從鍛造工藝方面有下列有效對（三）晶粒遺傳引起的穩(wěn)定過熱

按傳統(tǒng)的概念，鋼在加熱至正火溫度時(shí)即發(fā)生相變和重結(jié)晶，使粗大晶粒得到細(xì)化。但是，有些鋼種（主要是馬氏體鋼和貝氏體鋼）過熱后形成的粗晶，經(jīng)正火后仍為粗大晶粒（指奧氏體晶粒）。這種部分或全部由原粗大奧氏體晶粒復(fù)原的現(xiàn)象稱為晶粒遺傳。馬氏體和貝氏體鋼鍛件，如果鍛造加熱溫度與停鍛溫度較高和變形程度較小，容易形成粗大的奧氏體晶粒，冷卻到室溫后，在原來的一顆顆粗大奧氏體晶粒內(nèi)，由于相變形成許多顆小晶粒，這些小晶粒的空間取向與原來奧氏體晶粒的空間取向保持一定的關(guān)系。例如馬氏體的{110}面平行于奧氏體的{111}面，馬氏體的<111>方向平行于奧氏體的<110>方向。從一個(gè)奧氏體晶粒形成的許多馬氏體片與原奧氏體晶粒之間都有著這種位向關(guān)系(見圖3-15和圖片3-16)。也就是說，形式上是一顆大晶粒分割成許多顆小晶粒，而實(shí)質(zhì)上還是原來的一顆大晶粒。正火加熱時(shí)，這些小晶粒還原成原來的奧氏體晶粒，且空間取向基本上沒有多大的變化。正火冷卻時(shí)，一顆奧氏體晶粒又再次重新分割成若干個(gè)小晶粒。這樣，正火前（即鍛后）原來粗大的奧氏體晶粒經(jīng)正火后形式上雖細(xì)化了（分割成許多小晶粒），但實(shí)質(zhì)上由于很多小晶粒（三）晶粒遺傳引起的穩(wěn)定過熱的位向與原來的奧氏體晶粒一致，由于在位向和大小上都繼承了原始粗大奧氏體晶粒，所以在性能與斷口上仍保留了原來粗大奧氏體晶粒的特征。這種粗大晶粒的遺傳，使材料的力學(xué)性能，特別是韌性明顯降低。由于這種晶粒遺傳現(xiàn)象，馬氏體鋼、貝氏體鋼鍛件過熱后的粗大奧氏體晶粒，用一般熱處理工藝不易細(xì)化。的位向與原來的奧氏體晶粒一致，由于在位向和大小上都繼承了原始產(chǎn)生晶粒遺傳的條件是：1）加熱前的組織為奧氏體的有序轉(zhuǎn)變產(chǎn)物（馬氏體或貝氏體），它具有保留原始奧氏體晶粒取向的能力；2）加熱至奧氏體化溫度時(shí)，鐵素體和奧氏體均不發(fā)生再結(jié)晶，保持晶粒位向；3）針狀?yuàn)W氏體得到充分發(fā)展。馬氏體、貝氏體組織在加熱相變時(shí)可能產(chǎn)生兩種奧氏體形態(tài)，即針狀（條狀）奧氏體和球狀?yuàn)W氏體、針狀?yuàn)W氏體與母相保持一定的位向關(guān)系，才導(dǎo)致晶粒遺傳，而球狀?yuàn)W氏體則不然。

某些珠光體類型的鋼，例如38CrMoAlA鋼等，也易出現(xiàn)這種晶粒遺傳現(xiàn)象。38CrMoAlA鋼在退火狀態(tài)是珠光體加鐵素體，由于Cr和Mo的存在使C曲線（S曲線）右移，尤其當(dāng)存在成分偏析時(shí)，在空冷狀態(tài)下也常常得到貝氏體組織（局部）。經(jīng)正火和調(diào)質(zhì)后，該局部處組織仍明顯保留位向關(guān)系，奧氏體晶粒尺寸變化也不大。產(chǎn)生晶粒遺傳的條件是：1.影響晶粒遺傳的幾個(gè)因素

晶粒遺傳的程度與鍛件的過熱程度、變形程度、加熱速度、原始組織、化學(xué)成分等有關(guān)。分別介紹如下:(1)過熱程度

材料過熱程度愈嚴(yán)重,晶粒遺傳的程度也愈嚴(yán)重。由圖3-9中可以看到,加熱溫度愈高時(shí),奧氏體晶粒愈粗大,合金元素固溶的愈充分,愈均勻,冷卻和以后加熱時(shí),愈易按有序轉(zhuǎn)變的方式進(jìn)行,保持位元向關(guān)系。1.影響晶粒遺傳的幾個(gè)因素(2)變形程度

塑性變形對消除晶粒遺傳有重要作用。經(jīng)1250℃加熱后的坯料,經(jīng)66%的變形后晶粒明顯細(xì)化。這不僅是由于塑性變形時(shí)破碎了晶粒,打亂了組織的方向性,而且提供了足夠的畸變能以滿足晶粒細(xì)化時(shí)晶界能增加的需要。于是,在正火加熱溫度稍高于相交點(diǎn)時(shí)將促使α→γ按無序轉(zhuǎn)變的方式形成奧氏體,破壞了原來的空間取向,所以相變后晶粒將得到充分的細(xì)化。

在實(shí)際生產(chǎn)中,鍛件過熱和局部區(qū)域處于小變形或臨界變形的情況是經(jīng)常存在的。因此,鍛件中晶粒遺傳的情況是經(jīng)常出現(xiàn)的。(2)變形程度(3)加熱速度

В.д.薩多夫斯基在他的《鋼的組織遺傳性》一書中認(rèn)為鋼的晶粒遺傳與臨界區(qū)的加熱速度有關(guān)。在合金結(jié)構(gòu)鋼中,原始組織為馬氏體時(shí),緩慢加熱(1~50℃/min)和極快速加熱(＞100℃/min~500℃/s)時(shí)都易出現(xiàn)晶粒遺傳。但在某些中間加熱速度(10℃/min~100℃/s)時(shí),晶粒遺傳性不存在。在實(shí)際生產(chǎn)中,100~150℃℃/s的極快加熱速度是很難達(dá)到的。因此,這里僅討論緩慢加熱和較快速加熱對組織遺傳的影響。

緩慢加熱時(shí),由于過熱度小,相變驅(qū)動(dòng)力小,球狀?yuàn)W氏體不易形成,只能形成針狀?yuàn)W氏體,它產(chǎn)生于條束邊界,并沿著條的方向幾乎一致地排列起來,隨著溫度升高和保溫時(shí)間延長,針狀?yuàn)W氏體合并成粗大晶粒,即出現(xiàn)晶粒遺傳。較快速加熱時(shí),由于過熱度大,相變驅(qū)動(dòng)力大,除了在條束邊界產(chǎn)生針狀?yuàn)W氏體外,還在舊的奧氏體晶界和條柬邊界產(chǎn)生球狀?yuàn)W氏體,而且隨著加熱速度的提高,球狀?yuàn)W氏體所占的比例也越大,從而使晶粒遺傳性降低。

(3)加熱速度加熱速度不僅影響相變驅(qū)動(dòng)力,而且還影響相變硬化效應(yīng)的大小和再結(jié)晶溫度的高低,從而影響晶粒遺傳性。緩慢加熱時(shí),相變硬化的效應(yīng)相對低些,而且在高溫下相變應(yīng)力部分地得到松弛,從而提高再結(jié)晶溫度,增大晶粒遺傳的傾向。例如

9Cr2Mo鋼預(yù)先過熱到1250℃,重新加熱時(shí),如采用緩慢速度(20℃/h)加熱,奧氏體再結(jié)晶溫度為

1080~1090℃。而快速加熱時(shí),則為940~990℃(相差約100℃),較易發(fā)生再結(jié)晶,故減小晶粒遺傳性。(4)原始組織

原始組織對晶粒遺傳性有較大影響,晶粒遺傳主要發(fā)生在馬氏體、貝氏體組織中,而鐵素體一珠光體組織一般不發(fā)生晶粒遺傳。

在具有位的組織(馬氏體、貝氏體)中,貝氏體組織在加熱時(shí)最不利于球狀?yuàn)W氏體形成,因此,貝氏體組織的晶粒遺傳性最嚴(yán)重。這是由于:①貝氏體的形成溫度高于馬氏體,它的位元錯(cuò)密度和儲(chǔ)藏能比馬氏體低。貝氏體是一種比馬氏體較為穩(wěn)定的組織,在加熱時(shí),貝氏體保持其形態(tài)結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性遠(yuǎn)比馬氏體為高;②貝氏體加熱相變時(shí),其相變硬化效應(yīng)比馬氏體低,故再結(jié)晶溫度高,晶粒遺傳性嚴(yán)重。

加熱速度不僅影響相變驅(qū)動(dòng)力,而且還影響相變硬化效應(yīng)的大小和再(5)化學(xué)成分

化學(xué)成分對晶粒遺傳有較大影響,它是通過形成一定的組織結(jié)構(gòu)和組織狀態(tài)來實(shí)現(xiàn)的。使C曲線右移,促使形成馬氏體、貝氏體的合金元素(如

Cr、Ni、Mo等)易引起晶粒遺傳,強(qiáng)烈形成碳化物的元素(如Ti、V、Nb等)對晶粒遺傳的影響更為顯著。這是由于Ti、V、Nb等形成的碳化物、氮化物沉淀在條束間以及原始奧氏體晶界,由于它們的穩(wěn)定性高,在重新加熱時(shí)不易溶解于是,就容易把馬氏體、貝氏體的輪廓和原始奧氏體晶界固定下來。在α→β相變時(shí),這些高溫穩(wěn)定的化合物抑制再結(jié)晶,于是奧氏體便繼承了原始的位向,形成原始粗大晶粒的恢復(fù)。只有加熱到1000~1100℃,隨著這些阻礙物的逐漸溶解和奧氏體再結(jié)晶的產(chǎn)生,粗大的舊晶粒才能被細(xì)小的晶粒所代替。

奧氏體區(qū)的冷卻速度和預(yù)回火對晶粒遺傳也有一定影響。(5)化學(xué)成分2.防止和消除晶粒遺傳的對策為防止和消除晶粒遺傳可采用如下對策:1)避免鍛前加熱溫度過高,尤其對含有V、Ti、Nb等元素的高淬透性鋼,更應(yīng)嚴(yán)格控制加熱溫度;2)避免鍛件上存在小變形或臨界變形的區(qū)域,尤其當(dāng)坯料加熱溫度較高時(shí),應(yīng)使各部位均有足夠的變形量;3)大鍛件鍛造后,在奧氏體區(qū)應(yīng)緩慢冷卻或在奧氏體溫度下采用較長的保溫時(shí)間;采用中間重結(jié)晶退火或長時(shí)間高溫回火加退火;4)鍛后熱處理應(yīng)盡可能獲得鐵素體一珠光體組織,將原始晶粒內(nèi)的位向打亂,這是消除晶粒遺傳的最有效的辦法。但是,晶粒遺傳主要出現(xiàn)在高合金鋼中,而高合金鋼的奧氏體極為穩(wěn)定,例如

26Cr2Ni4MoV鋼等溫轉(zhuǎn)變成珠光體的孕育期長達(dá)7h,生產(chǎn)中難以實(shí)現(xiàn)。近來的研究表明,采用降低奧氏體化溫度,以減少奧氏體的合金化程度,從而使奧氏體穩(wěn)定性降低的辦法,可有效地得到珠光體轉(zhuǎn)變;2.防止和消除晶粒遺傳的對策5)采用兩次或多次正火。因?yàn)槊拷?jīng)過一次正火加熱和冷卻,位向關(guān)系就可能遭到一些破壞,經(jīng)過多次加熱和冷卻,晶體學(xué)位向關(guān)系就可能基本被破壞,從而消除晶粒遺傳;6)對奧氏體穩(wěn)定性高(尤其含有Ti、V、Nb等元素)的合金鋼和截面尺寸大的重要鍛件,可采用高溫正火(退火)或反復(fù)高溫正火(退火)的方法。因?yàn)樵讦痢碌霓D(zhuǎn)變過程中比容發(fā)生變化,晶粒間產(chǎn)生相變內(nèi)應(yīng)力,使晶粒變形,產(chǎn)生了畸變能,在高溫奧氏體區(qū)發(fā)生奧氏體再結(jié)晶,由于重新形核和長大,破壞了原來的空間取向,從而可使奧氏體晶粒細(xì)化;7)應(yīng)盡量提高650~800℃區(qū)間的加熱速度,切勿在Acl溫度附近保溫或緩慢加熱。大鍛件在600℃左右保溫后,應(yīng)以最大速度加熱到奧氏體再結(jié)晶溫度,以減小晶粒遺傳。5)采用兩次或多次正火。因?yàn)槊拷?jīng)過一次正火加熱和冷卻(四)合金鋼過熱、過燒的鑒別方法

對過熱、過燒的判定,目前最廣泛應(yīng)用的是低倍(50倍以下)檢查、金相分析和斷口分析等三種方法。這三種方法相互配合,相輔相成地使用。1.低倍檢查

合金結(jié)構(gòu)鋼過熱之后,在鍛件低倍上表現(xiàn)為低倍粗晶。低倍粗晶的顯示方法如下:一般采用1:1的鹽酸水溶液熱浸蝕。對材料純潔度較差的電弧鋼,采用10%~20%的過硫酸氨水溶液等冷浸蝕劑,效果較好。在過熱鍛件的酸浸低培試片上,按過熱程度不同,用肉眼可觀察到:輕微過熱時(shí)有分散零星的閃點(diǎn)狀晶粒;一般過熱時(shí)晶粒呈片狀或多邊形;嚴(yán)重過熱時(shí)則呈雪片狀。目前尚無統(tǒng)一的低倍檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)。(四)合金鋼過熱、過燒的鑒別方法2.金相分析

利用腐蝕劑對磨制好的金相試樣進(jìn)行電解腐蝕或化學(xué)腐蝕,然后在金相顯微鏡下觀察晶界及附近有無過熱、過燒的特征,進(jìn)而判定鋼材是否過熱與過燒。

在大多數(shù)情況下,應(yīng)用飽合的硝酸銨水溶液對試件進(jìn)行電解腐蝕,然后在顯微鏡上觀察基體和晶界的顏色。過熱鋼奧氏體晶界呈白色,基體呈黑色。過燒鋼晶界呈黑色,基體呈白色。

也可應(yīng)用硝酸[10%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]加硫酸[10%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]的水溶液或奧勃試劑,對試樣進(jìn)行化學(xué)腐蝕,效果也很好。已過熱的鋼在顯微鏡下可見到黑色斷續(xù)或完整的晶界(有人認(rèn)為黑色晶界是由于沿晶界析出的MnS被腐蝕造成的),而過燒鋼的晶界則呈白色。2.金相分析3.斷口分析

用斷口來檢查材料的過熱、過燒也是一種既簡便又可靠的方法。通常有兩類斷口,一類叫“萘狀斷口”,另一類叫“石狀斷口”。石狀斷口是經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后進(jìn)行的檢查。

所謂“萘狀斷口”是典型的穿晶解理斷裂;而所謂“石狀斷口”是典型的沿晶斷裂。萘狀斷口可以顯示晶粒的大小,但不能反映第二相顆粒沿晶界析出的情況,即不能表征材料是否穩(wěn)定過熱。

采用“石狀斷口”來評定過熱則有以下優(yōu)點(diǎn):1)“石狀斷口”表面上出現(xiàn)的過熱小平面的大小,反映了晶粒的大小;韌窩的大小和數(shù)量多少,反映了MnS等夾雜沿原奧氏體晶界的析出情況;2)在纖維狀斷口上出不出現(xiàn)“過熱小平面”,標(biāo)志著穩(wěn)定過熱是否開始;3)“過熱小平面”的尺寸、形狀、數(shù)量及分布情況,反映過熱的嚴(yán)重程度。3.斷口分析當(dāng)斷口由纖維狀完全變?yōu)椤斑^熱小平面”(石狀斷口)時(shí),就表示嚴(yán)重過熱了,可見在韌性狀態(tài)下檢查鋼材是否過熱,是比較合理的。

例如,某廠對18Cr2Ni4WA鋼過熱斷口進(jìn)行了研究,在950℃加熱時(shí)獲得正常纖維狀斷口,在1150℃加熱時(shí),在纖維狀斷口基體上出現(xiàn)了少數(shù)分散而細(xì)小的“過熱小平面”,此時(shí)開始輕度過熱。隨著加熱溫度的進(jìn)一步升高,“過熱小平面”增多增大,在1400℃時(shí)斷口的表面全是由大顆?；野咨斑^熱小平面”組成,此時(shí)為嚴(yán)重過熱斷口。

(五)過熱對力學(xué)性能的影響

對只是晶粒粗大的過熱情況(不穩(wěn)定過熱),當(dāng)試樣主要呈穿晶韌窩斷裂時(shí),對力學(xué)性能影響不大;當(dāng)試樣呈穿晶解理斷裂或沿晶脆性斷裂時(shí),晶粒越大,塑性和沖擊韌度下降也越大。從穩(wěn)定過熱,例如晶粒粗大并同時(shí)有夾雜物沿原奧氏體晶界析中的情況,其試樣斷口呈穿晶韌性和沿晶韌窩的混合斷裂或沿晶韌窩斷裂。過熱愈嚴(yán)重,“過熱小平面”尺寸在斷口上所占的比例愈大時(shí),塑性指針和沖擊韌度降低也愈顯著。當(dāng)斷口由纖維狀完全變?yōu)椤斑^熱小平面”(石狀斷口)時(shí),就表示嚴(yán)過熱還影響材料的疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度,特別是嚴(yán)重過熱時(shí),使疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度下降較大。表3-1和3-2列出了過熱對45鋼和18Cr2Ni4WA鋼力學(xué)性能影響的資料,過熱對40CrMnSiMoVA鋼和40CrNiMo鋼疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度的影響見表3-3和表3-4。按傳統(tǒng)概念,鋼料過熱后,出現(xiàn)魏氏組織,使性能下降。但近來一些研究結(jié)果認(rèn)為,經(jīng)同樣溫度奧氏體化后,生成魏氏組織的試樣較生成等軸鐵素體加珠光體的試樣有較高的沖擊韌度,較低的脆性轉(zhuǎn)變溫度和較大的韌性貯備,過熱形成粗晶,降低鋼的沖擊韌度,而魏氏組織則提高鋼的韌性。因此,過熱時(shí)沖擊韌度的降低主要是由晶粒粗大引起的。過熱還影響材料的疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度,特別是嚴(yán)重過熱時(shí),使疲勞鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件5.加熱裂紋

在加熱截面尺寸大的大鋼錠和導(dǎo)熱性差的高合金鋼和高溫合金坯料時(shí)，如果低溫階段加熱速度過快，則坯料因內(nèi)外溫差較大而產(chǎn)生很大的熱應(yīng)力。加之此時(shí)坯料由于溫度低而塑性較差，若熱應(yīng)力的數(shù)值超過坯料的強(qiáng)度極限，就會(huì)產(chǎn)生由中心向四周呈輻射狀的加熱裂紋，使整個(gè)斷面裂開。5.加熱裂紋6.銅脆

銅脆在鍛件表面上呈龜裂狀。高倍觀察時(shí)，有淡黃色的銅（或銅的固溶體）沿晶界分布。坯料加熱時(shí)，如爐內(nèi)殘存氧化銅屑，在高溫下氧化鋼還原為自由銅，熔融的鋼原子沿奧氏體晶界擴(kuò)展，削弱了晶粒間的聯(lián)系。另外，鋼中含銅量較高[＞2％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）]時(shí)，如在氧化性氣氛中加熱，在氧化鐵皮下形成富銅層，也引起鋼脆。6.銅脆四、鍛造工藝不當(dāng)常產(chǎn)生的缺陷1.大晶粒

大晶粒通常是由于始鍛溫度過高和變形程度不足、或終鍛溫度過高、或變形程度落人臨界變形區(qū)引起的。鋁合金變形程度過大，形成織構(gòu)；高溫合金變形溫度過低，形成混合變形組織時(shí)也可能引起粗大晶粒,晶粒粗大將使鍛件的塑性和韌性降低，疲勞性能明顯下降。(一)晶粒大小對性能的影響

1.晶粒大小對力學(xué)性能的影響

一般情況下,晶粒細(xì)化可以提高金屬材料的屈服點(diǎn)(σS)、疲勞強(qiáng)度（σ-1）塑性（δ、ψ）和沖擊韌度（αK），降低鋼的脆性轉(zhuǎn)變溫度，因?yàn)榫ЯＴ郊?xì)，不同取向的晶粒越多，晶界總長度越長，位錯(cuò)移動(dòng)時(shí)阻力越大，所以能提高強(qiáng)度和韌性。因此，一般要求強(qiáng)度、硬度高、韌性、塑性好的結(jié)構(gòu)鋼，工模具鋼及有色金屬，總希望獲得細(xì)晶粒。

四、鍛造工藝不當(dāng)常產(chǎn)生的缺陷鋼的室溫強(qiáng)度與晶粒平均直徑平方根的倒數(shù)成直線關(guān)系（見圖4-1）。其數(shù)學(xué)表達(dá)式為：σ=σ0+Kd1/2式中

σ——鋼的強(qiáng)度（MP）鋼的室溫強(qiáng)度與晶粒平均直徑平方根的倒數(shù)成直線關(guān)系（見圖4-鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件合金結(jié)構(gòu)鋼的奧氏體晶粒度從9級細(xì)化到15級后鋼的屈服強(qiáng)度（調(diào)質(zhì)狀態(tài)）從1150MP提高到1420MPa，并使脆性轉(zhuǎn)變溫度從-50℃降到-150℃。圖4-2為晶粒大小對低碳鋼和低碳鎳鋼冷脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響。

對于高溫合金不希望晶粒太細(xì)，而希望獲得均勻的中等晶粒。從要求高的持久強(qiáng)度出發(fā)，希望晶粒略為粗大一些。因?yàn)榫ЯＷ兇终f明晶界總長度減少，對以沿晶界粘性滑動(dòng)而產(chǎn)生變形或破壞形式的持久或蠕變性能來說，晶粒粗化意味著這一類性能提高。但考慮到疲勞性能又常希望晶粒細(xì)一點(diǎn)，所以對這類耐熱材料一般取適中晶粒為宜。例如GH135晶粒度對疲勞性能及持久性能的影響晶粒度從4~6級細(xì)化到7~9級時(shí)，室溫疲勞強(qiáng)度從290MPa提高到400MPa。在700℃下，疲勞強(qiáng)度從400MPa提高到590MPa。因?yàn)樵诙鄶?shù)情況下大晶粒試樣疲勞斷口的疲勞條痕間距較寬，說明疲勞裂紋發(fā)展速度較快；而疲勞裂紋在細(xì)晶粒內(nèi)向前推進(jìn)時(shí)，不但受到相鄰晶粒的限制，而且從一個(gè)晶粒到另一個(gè)晶粒還要改變方向，這些都可能是細(xì)晶能提高疲勞強(qiáng)度的緣故。但是，晶粒細(xì)化后持久強(qiáng)度下降，蠕變速度增加。例如晶粒從5級細(xì)化到7級時(shí)在700℃下100h的持久強(qiáng)度從450MPa下降到370MPa，而當(dāng)晶粒度由4~5級細(xì)化到10~11級時(shí)，在700℃和44MPa下的最小蠕變速度比原來增加了25~100倍，持久壽命縮短到原來的十分之一。合金結(jié)構(gòu)鋼的奧氏體晶粒度從9級細(xì)化到15級后鋼的屈服強(qiáng)度（（1）晶粒大小對晶界腐蝕敏感性的影響

以1Crl8Ni9Ti不銹鋼為例（圖4-3），從圖中可以看出粗晶粒鋼比細(xì)晶粒鋼晶界腐蝕敏感性大。一般說來，粗晶粒使晶界腐蝕的程度加深，抗應(yīng)力腐蝕能力下降，但重量損失減少，因?yàn)榇志Я１燃?xì)晶粒的晶界少。（1）晶粒大小對晶界腐蝕敏感性的影響（2）晶粒大小對導(dǎo)磁性能的影響

工業(yè)純鐵常常作為導(dǎo)磁體廣泛用于儀表生產(chǎn)中。室溫下純鐵的晶粒尺寸對最大導(dǎo)磁率μmax的影響列于表4-1。由表中可以看出，晶粒越大，μmax也越大。表6-1工業(yè)純鐵晶粒大小對最大導(dǎo)磁率μmax的影響（2）晶粒大小對導(dǎo)磁性能的影響（二）影響晶粒大小的一些主要因素

1）加熱溫度

從熱力學(xué)條件來看，在一定體積的金屬中，晶粒愈粗，則其總的晶界表面積就愈小，總的表面能也就愈低。由于晶粒粗化可以減少表面能，使金屬處于自由能較低的穩(wěn)定狀態(tài)，因此，晶粒長大是一種自發(fā)的變化趨勢。晶粒長大主要是通過晶界遷移的方式進(jìn)行的，要實(shí)現(xiàn)這種變化過程，需要原子有強(qiáng)大的擴(kuò)散能力，以完成晶粒長大時(shí)晶界的遷移運(yùn)動(dòng)。由于溫度對原子的擴(kuò)散能力有重要影響。因此，加熱溫度愈高，晶粒長大的傾向愈大。圖片4-4a、b、c是硅鋼片試樣的同一部位，在加熱升溫過程中，在高溫顯微鏡下拍的，由圖可知，隨著加熱溫度的不斷升高，晶粒不斷長大。由于晶界的顯示是采用真空熱蒸發(fā)方式來完成的，所以各階段的晶界仍被保留下來。（二）影響晶粒大小的一些主要因素

2）機(jī)械阻礙物

一般說來，金屬的晶粒隨著溫度的升高不斷長大，幾乎成正比關(guān)系。但是，也不完全如此。有時(shí)加熱到較高溫度時(shí)，晶粒仍很細(xì)小，可以說沒有長大，而當(dāng)溫度再升高一些時(shí)，晶粒突然長大。例如本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，在加熱到950℃之前晶粒是細(xì)小的，之后晶粒則將迅速長大，有些材料，隨加熱溫度升高，晶粒分階段突然長大。一般稱前一種長大方式為正常長大。后一種為異常長大。晶粒異常長大的原因，是由于金屬材料中存在機(jī)械阻礙物，對晶界有釘札作用，阻止晶界遷移的緣故。2）機(jī)械阻礙物鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件圖片4-5為Ly鋁合金中的機(jī)械阻礙質(zhì)點(diǎn)影響晶粒長大的情況。此種質(zhì)點(diǎn)在晶粒長大時(shí)使晶界發(fā)生彎曲,不易通過。

圖片4-6和4-7分別為有點(diǎn)狀偏析的渦輪盤和點(diǎn)狀偏析處的高倍組織,此處有較多的碳硼化合物,由于這些質(zhì)點(diǎn)的存在,阻礙了這一區(qū)域晶粒的長大。圖片4-5為Ly鋁合金中的機(jī)械阻礙質(zhì)點(diǎn)影響晶粒長大的情況。此鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件同一鋼種的電渣重溶鋼比電爐鋼的過熱溫度低,晶粒容易粗化,原因是由于前者夾雜物少。機(jī)械阻礙物在鋼中可以是氧化物(A12O3等)、氨化物(如

AlN、FiN等)和碳化物(VC、TiC、NbC、WC等)等;在鋁合金中可以是Mn、Cr、Ti、Fe等元素及其化合物。

第二相質(zhì)點(diǎn)對晶界遷移阻力愈大,則晶界遷移愈困難,晶粒愈不易長大。第二相質(zhì)點(diǎn)的總釘札力與第二相的體積分?jǐn)?shù)和第二相粒子半徑有關(guān)。第二相質(zhì)點(diǎn)的體積分?jǐn)?shù)愈大,則晶粒尺寸愈小;第二相體積分?jǐn)?shù)一定時(shí),粒子半徑愈小,則總的釘札力愈大,晶粒尺寸便愈小,反之,便愈大。因此,隨著加熱溫度升高,第二相粒子集聚長大時(shí),由于總的釘札力減小,晶粒便隨之長大。當(dāng)加熱溫度很高,機(jī)械阻礙物溶人晶內(nèi)時(shí),晶粒便迅速長大到與其所處溫度對應(yīng)的尺寸大小。由于這些物質(zhì)溶入基體時(shí)的溫度有高有低(即穩(wěn)定性大小不同),存在于鋼內(nèi)的數(shù)量有多有少,種類可能是一種或幾種同時(shí)存在,因此,使晶粒突然長大的溫度與程度就有所不同。例如本質(zhì)細(xì)晶粒鋼的機(jī)械阻礙物主要是AlN和A12O3,它們在950℃之后溶入晶內(nèi),阻礙作用便消失,于是,晶粒便迅速長大。同一鋼種的電渣重溶鋼比電爐鋼的過熱溫度低,晶粒容易粗化,原因圖4-8為GH220高溫合金晶粒尺寸隨加熱溫度變化的情況。GH220中的機(jī)械阻礙物主要是γ′相、二次碳化物

M6C、硼化物和一次碳化物

TiC、TiCN等。γ′相的固溶溫度是1160℃,M6C的固溶溫度是1190℃,按圖中的曲線可以將晶粒長大的過程分為三個(gè)階段第一階段,在1140℃以下,晶粒尺寸幾乎沒有變化,在1140~1160℃范圍內(nèi)晶粒尺寸突然長大,這是由于γ′相溶解引起的;第二階段,在1180~1200℃范圍內(nèi),由于M6C的溶解,促使晶粒更迅速長大;第三階段,當(dāng)高于1220℃時(shí),晶粒繼續(xù)長大,以至出現(xiàn)粗大晶粒,這是由于晶界微量相(主要是硼化物)的溶解引起的。圖4-8為GH220高溫合金晶粒尺寸隨加熱溫度變化的情況。鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件應(yīng)該指出，通常所說的機(jī)械阻礙物總是指一些極小的微?；衔铮坏堑诙喙倘荏w也可以起機(jī)械阻礙作用，阻止晶粒長大。例如，一些鐵素體型不銹鋼，特別是高鉻（ω（Cr）﹥21%）類型的不銹鋼，加人少量鎳（ω（Ni）≈2%）或錳（ω（Mn）≈4%），由于能形成少量奧氏體，使作為基體的鐵素體晶粒不易長大，從而提高了材料的韌性。又例如，α+β鈦合金中的初生α相和α+β銅合金中的α相，可以阻止β晶粒長大，當(dāng)溫度超過β轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，由于α相消失，β晶粒將迅速長大。應(yīng)該指出，通常所說的機(jī)械阻礙物總是指一些極小的微?；衔?；但3）變形程度和變形速度

變形程度對晶粒大小影響的規(guī)律如圖4-9所示?？偟目?，隨著變形程度從小到大，晶粒尺寸由大變小，但是晶粒大小有兩個(gè)峰值，即出現(xiàn)兩個(gè)大晶粒區(qū)，第一個(gè)大晶粒區(qū)叫做臨界變形區(qū)。不同材料和不同變形溫度時(shí)，臨界變形程度的大小不一樣，臨界變形區(qū)是一個(gè)小變形量范圍。在某些情況下，當(dāng)變形量足夠大時(shí)，可能出現(xiàn)第二個(gè)大晶粒區(qū)。3）變形程度和變形速度鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件關(guān)于臨界變形區(qū)晶粒長大的機(jī)理,有二種理論:一是按經(jīng)典理論認(rèn)為臨界變形區(qū)粗晶是由于該區(qū)變形量小,形核數(shù)目少,新晶核靠消耗其周圍已變形晶胞而長大;二是近代研究認(rèn)為,該區(qū)是無形核長大形成的,是由于變形程度小,位元錯(cuò)密度低,不足以形成再結(jié)晶核心。而某些晶粒由于位向不合適,沒有塑性變形或變形很小,于是在加熱過程中,這些晶粒的晶界以畸變能差為驅(qū)動(dòng)力向鄰近的畸變能高的晶粒內(nèi)遷移。隨著晶界遷移和晶粒長大,這些晶粒與相鄰晶粒相比,不僅畸變能小,而且接口曲率小,于是接口曲率又成為新增加的驅(qū)動(dòng)力。因此,晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力隨著晶粒的長大而增大。在高溫下第二相質(zhì)點(diǎn)的集聚和固溶也加速了這一過程。臨界變形區(qū)粗晶可能同時(shí)按上述兩種機(jī)理或其中一種機(jī)理而形成。圖片4-10、4-11所示為熱軋鋼板在軋制過程中局部表面劃傷,在劃痕兩側(cè),因變形量不大,處于臨界變形,從而產(chǎn)生粗晶,圖片4-12中見到的粗晶,也是屬于臨界變形的例子。關(guān)于臨界變形區(qū)晶粒長大的機(jī)理,有二種理論:一是按經(jīng)典理論認(rèn)為鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件當(dāng)變形量大于臨界變形后,金屬內(nèi)部均產(chǎn)生了塑性變形,因而再結(jié)晶時(shí),同時(shí)形成很多核心,這些核心稍一長大即互相接觸了,所以再結(jié)晶后獲得了細(xì)晶粒。圖片4-13就是改進(jìn)工藝(即增大變形量,避免臨界變形)后獲得的細(xì)晶粒。當(dāng)變形量大于臨界變形后,金屬內(nèi)部均產(chǎn)生了塑性變形,因而再結(jié)晶當(dāng)變形量足夠大時(shí),出現(xiàn)第二個(gè)大晶粒區(qū)。該區(qū)的粗大晶粒與臨界變形時(shí)得到的大晶粒不同,一般稱為織構(gòu)大晶粒。所謂織構(gòu),是指在足夠大的變形量下,金屬內(nèi)的各個(gè)晶粒的某一個(gè)晶面都沿著變形方向排列起來,也叫做“擇優(yōu)取向”。由變形產(chǎn)生的織構(gòu)稱“加工織構(gòu)”或“變形織構(gòu)”。把已經(jīng)有了“變形織構(gòu)”的材料進(jìn)行再結(jié)晶退火,發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶后的晶粒位向與原來變形織構(gòu)位向幾乎一致,這種具有一定位向的再結(jié)晶組織,稱為再結(jié)晶織構(gòu)或退火織構(gòu)。圖4-9中出現(xiàn)的第二個(gè)大晶粒峰值,顯然是先形成變形織構(gòu),經(jīng)再結(jié)晶后形成了織構(gòu)大晶粒所致。圖片4-14、4-15所示為LD2鋁合金經(jīng)大變形后出現(xiàn)的變形織構(gòu)(箭頭所指處)和經(jīng)再結(jié)晶后出現(xiàn)的再結(jié)晶織構(gòu)。當(dāng)變形量足夠大時(shí),出現(xiàn)第二個(gè)大晶粒區(qū)。該區(qū)的粗大晶粒與臨界變鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件關(guān)于第二峰值出現(xiàn)大晶粒的原因還可能是:①由于變形程度大(大于90%以上),內(nèi)部產(chǎn)生很大熱效應(yīng),引起鍛件實(shí)際溫度大幅度升高;②由于變形程度大,使那些沿晶界分布的雜質(zhì)破碎并分散,造成變形的晶粒與晶粒之間局部地區(qū)直接接觸(與織構(gòu)的區(qū)別在于這時(shí)互相接觸的晶粒位向差可以是比較大的),從而促使形成大晶粒。關(guān)于第二峰值出現(xiàn)大晶粒的原因還可能是:①由于變形程度大(大4）固溶處理前的組織情況

固溶處理后的晶粒大小除了受固溶溫度和機(jī)械阻礙物質(zhì)的影響外,受固溶加熱前的組織情況影響很大。如果鍛后是未再結(jié)晶組織,而且處于臨界變形程度時(shí),固溶處理后將形成粗大晶粒;如果鍛后是完全再結(jié)晶組織,固溶處理后一般可以獲得細(xì)小而較均勻的晶粒;如果鍛后是不完全再結(jié)晶組織,即半熱變形混合組織,固溶加熱時(shí),由于各處形核的時(shí)間先后、數(shù)量多少和長大條件等不一樣,固溶處理后晶粒大小將是不均勻的。以GH135高溫合金為例,圖4-16為其固溶處理時(shí)的再結(jié)晶立體圖。圖上點(diǎn)劃線是表示各種變形溫度和變形程度下熱變形后的晶粒大小。由于這種合金的再結(jié)晶溫度高,再結(jié)晶速度慢,鍛后常常出現(xiàn)未完全再結(jié)晶或未再結(jié)晶的組織。當(dāng)鍛后是未再結(jié)晶組織,且變形量處于臨界變形區(qū)時(shí),由圖中可以看出,固溶處理后將形成粗晶。在非臨界變形區(qū)范圍內(nèi),如果鍛后是半熱變形的混合組織,雖然固溶處理后平均晶粒度不大,但是晶粒的不均勻程度較大。這對零件的力學(xué)性能是很不利的。4）固溶處理前的組織情況鍛造缺陷產(chǎn)生機(jī)理識別及預(yù)防課件

GH3合金也是再