1、锻造缺陷的产生机理、识别及预防锻造缺陷的产生机理、识别及预防 一、原材料的主要缺陷及其引起的锻件缺陷一、原材料的主要缺陷及其引起的锻件缺陷锻造用的原材料为铸锭、轧材、挤材及锻坯。而轧材、挤材及锻坯分别是铸锭经轧制、挤压及锻造加工成的半成品。一般情况下，铸锭的内部缺陷或表面缺陷的出现有时是不可避免的。例如，内部的成分与组织偏析等。原材料存在的各种缺陷，不仅会影响锻件的成形，而且将影响锻件的最终质量。根据不完全的统计，在航空工业系统中，导致航空锻件报废的诸多原因中，由于原材料固有缺陷引起的约占一半左右。因此，千万不可忽视原材料的质量控制工作。由于原材料的缺陷造成的锻件缺陷通常有：1.表面裂纹表面裂
2、纹2.折叠折叠3.结疤结疤 4.层状断口层状断口5.亮线（亮区）亮线（亮区）6.非金属夹杂非金属夹杂 7.碳化物偏析碳化物偏析8.铝合金氧化膜铝合金氧化膜9.白点白点10.粗晶环粗晶环11.缩管残余缩管残余 1.表面裂纹表面裂纹 表面裂纹多发生在轧制棒材和锻制棒材上，一般呈直线形状，和轧制或锻造的主变形方向一致。造成这种缺陷的原因很多，例如钢锭内的皮下气泡在轧制时一面沿变形方向伸长，一面暴露到表面上和向内部深处发展。又如在轧制时，坯料的表面如被划伤，冷却时将造成应力集中，从而可能沿划痕开裂等等。这种裂纹若在锻造前不去掉，锻造时便可能扩展引起锻件裂纹。2.折叠折叠 折叠形成的原因是当金属坯料在轧
3、制过程中，由于轧辊上的型槽定径不正确，或因型槽磨损面产生的毛刺在轧制时被卷入，形成和材料表面成一定倾角的折缝。对钢材，折缝内有氧化铁夹杂，四周有脱碳。折叠若在锻造前不去掉，可能引起锻件折叠或开裂。3.结疤结疤 结疤是在轧材表面局部区域的一层可剥落的薄膜。结疤的形成是由于浇铸时钢液飞溅而凝结在钢锭表面，轧制时被压成薄膜，贴附在轧材的表面，即为结疤。锻后锻件经酸洗清理，薄膜将会剥落而成为锻件表面缺陷 4.层状断口层状断口 层状断口的特征是其断口或断面与折断了的石板、树皮很相似。层状断口多发生在合金钢（铬镍钢、铬镍钨钢等），碳钢中也有发现。这种缺陷的产生是由于钢中存在的非金属夹杂物、枝晶偏析以及气孔
4、疏松等缺陷，在锻、轧过程中沿轧制方向被拉长，使钢材呈片层状。如果杂质过多，锻造就有分层破裂的危险。层状断口越严重，钢的塑性、韧性越差，尤其是横向力学性能很低，所以钢材如具有明显的层片状缺陷是不合格的 6.非金属夹杂非金属夹杂 非金属夹杂物主要是熔炼或浇铸的钢水冷却过程中由于成分之间或金属与炉气、容器之间的化学反应形成的。另外，在金属熔炼和浇铸时，由于耐火材料落入钢液中，也能形成夹杂物，这种夹杂物统称夹渣。在锻件的横断面上，非金属夹杂可以呈点状、片状、链状或团块状分布。严重的夹杂物容易引起锻件开裂或降低材料的使用性能。5.亮线（亮区）亮线（亮区）亮线是在纵向断口上呈现结晶发亮的有反射能力的细条线
5、，多数贯穿整个断口，大多数产生在轴心部分。亮线主要是由于合金偏析造成的。轻微的亮线对力学性能影响不大，严重的亮线将明显降低材料的塑性和韧性。6.非金属夹杂非金属夹杂 非金属夹杂物主要是熔炼或浇铸的钢水冷却过程中由于成分之间或金属与炉气、容器之间的化学反应形成的。另外，在金属熔炼和浇铸时，由于耐火材料落入钢液中，也能形成夹杂物，这种夹杂物统称夹渣。在锻件的横断面上，非金属夹杂可以呈点状、片状、链状或团块状分布。严重的夹杂物容易引起锻件开裂或降低材料的使用性能。7.碳化物偏析碳化物偏析 碳化物偏析经常在含碳高的合金钢中出现。其特征是在局部区域有较多的碳化物聚集。它主要是钢中的莱氏体共晶碳化物和二次
6、网状碳化物，在开坯和轧制时未被打碎和均匀分布造成的。碳化物偏析将降低钢的锻造变形性能，易引起锻件开裂。锻件热处理淬火时容易局部过热、过烧和淬裂。制成的刀具使用时刃口易崩裂。8.铝合金氧化膜铝合金氧化膜 铝合金氧化膜一般多位于模锻件的腹板上和分模面附近。在低倍组织上呈微细的裂口，在高倍组织上呈涡纹状，在断口上的特征可分两类：其一，呈平整的片状，颜色从银灰色、浅黄色直至褐色、暗褐色；其二，呈细小密集而带闪光的点状物。铝合金氧化膜是熔铸过程中敞露的熔体液面与大气中的水蒸气或其它金属氧化物相互作用时所形成的氧化膜在转铸过程中被卷人液体金属的内部形成的。锻件和模锻件中的氧化膜对纵向力学性能无明显影响，但
7、对高度方向力学性能影响较大，它降低了高度方向强度性能，特别是高度方向的伸长率、冲击韧度和高度方向抗腐蚀性能。白点是锻件在冷却过程中产生的一种内部缺陷。在钢坯的纵向断口上呈圆形有椭圆形的银白色斑点。合金钢白点的色泽光亮，碳素钢的较暗些。白色斑点的平均直径由几毫米到几十毫米。图片1-1为时轮锻件纵向断面上的白点。在钢坯的横向断口上白点呈细小的裂纹（图片1-2）。从显微组织上观察，在白点的邻近区域没有发现塑性变形痕迹。因此，白点是纯脆性的。9.白点白点 白点的主要特征是在钢坯的纵向断口上呈圆形或椭圆形的银白色斑点，在横向断口上呈细小的裂纹。白点的大小不一，长度由120mm或更长。白点在镍铬钢、镍铬钼
8、钢等合金钢中常见，普通碳钢中也有发现，是隐藏在内部的缺陷。白点是在氢和相变时的组织应力以及热应力的共同作用下产生的，当钢中含氢量较多和热压力加工后冷却（或锻后热处理）太快时较易产生。用带有白点的钢锻造出来的锻件，在热处理时（淬火）易发生龟裂，有时甚至成块掉下。白点降低钢的塑性和零件的强度，是应力集中点，它像尖锐的切刀一样，在交变载荷的作用下，很容易变成疲劳裂纹而导致疲劳破坏。所以锻造原材料中绝对不允许有白点。（一）白点对钢的力学性能的影响 白点的存在对钢的性能有极为不利的影响。它使钢的力学性能降低，热处理淬火时使零件开裂，使用时造成零件的断裂。白点对钢力学性能的影响与取样的位置及方向有很大关系
9、。当试样轴线与白点分布平行时，力学性能的降低有时并不明显；当试样轴线与白点分布垂直时，力学性能将显著下降，尤其是塑性指针和冲击韧度降低更为明显。表1-1是白点对铬、镍、钼结构钢钢坯力学性能的影响；表1-2是白点对22CrMnMo钢齿轮轴力学性能的影响。由于白点处是应力集中点，在交变和重复载荷作用下，常常成为疲劳源，导致零件疲劳断裂。国外电站设备曾发生因转子和叶轮中有白点而造成的严重事故。因此，白点是一种不允许的缺陷。近来有关数据介绍，白点不太严重的钢材，在适当的温度和应力状态条件下，当锻比足够大时，可以使白点焊合。白点多发生在珠光体和马氏体类合金钢中，碳素钢程度较轻，奥氏体和铁素体类钢很少发现
10、白点，莱氏体合金钢也未发现过白点。锻件尺寸愈大，白点愈易形成。因此，锻造白点敏感性钢的大型锻件时就应特别注意，例如电站的转子和叶轮锻件等。（二）关于白点形成的原因 关于白点形成的理论较多。但比较有说服力而又能被实践证明的是：白点是由于钢中氢和组织应力共同作用的结果。这里的组织应力主要指奥氏体转变为马氏体和珠光体时形成的内应力。没有一定数量的氢和较显著的组织应力，白点是不能形成的。但是，若只是含氢量较高，而组织应力不大，一般也不会出现白点。例如，单相的奥氏体和铁素体类钢，因没有相变的组织应力，就极少出现白点。氢气和组织应力是如何促使形成白点的呢？目前对这些问题的认识大致如下：1）钢中含有氢时，使
11、钢的塑性降低。当含氢量达到某数值时，塑性急剧地下降，造成氢脆现象。尤其当钢内长时间存在应力的情况下，氢可以扩散到应力集中区（间隙溶解的氢原子有集中到承受张应力的晶格中去的倾向），并使其塑性下降到几乎等于零。在应力足够大时就产生脆性破断。例如25Cr2Ni2Mo钢含 14.5cm3/100g的氢时,于900正火,600回火后的伸长率降至0.6%,断面收缩率降至0;含7.84 cm3/100g的氢时,淬火状态的伸长率和断面收缩率均降至 0。20钢含170cm3/100g的氢时,退火状态的伸长率降为 0.2%,断面收缩率为0;含12.76cm3/100g的氢时,淬火状态的伸长率和断面收缩率均降至0;
12、2)炼钢时钢液中吸收的氢,在钢锭凝固时因溶解度减少而析出。图1-3为氢在铁中的溶解度曲线。它来不及逸出钢锭表面而存在于钢锭内部空隙处。压力加工之前加热时,氢又溶于钢中,压力加工后的冷却过程中由于奥氏体分解和温度降低,氢在钢中溶解度减少,氢原子从固溶体中析出到钢坯内部的一些显微空隙处。氢原子在这里将结合成分子状态,并产生相当大的压力(当钢中含氢量为0.001%,温度为400时,这种压力可高达1200MPa以上)。另外,氢与钢中的碳反应形成甲烷(CH4),也造成很大的分子压力。这一点被有的白点表面有脱碳现象所证实;3)钢坯在冷却过程中因相变而造成的组织应力在一定条件下可达到相当大的数值(树枝状偏析
13、愈严重、冷却速度愈快、淬透性愈好的钢组织应力就愈大)。因此,钢氢脆失去了塑性,在组织应力及氢析出所造成的内应力的共同作用下,使钢发生了脆性破裂,这就形成了白点。压力加工过程中不均匀变形引起的附加应力和冷却时的热应力对白点形成也有一定影响。铸钢因为内部有许多较大的空隙，氢析出时不会造成很大的内应力，因此对白点不敏感。铁素体和奥氏体类钢因冷却时无相变发生，不会有组织应力，所以一般也不出现白点。莱氏体钢冷却时虽有较大的组织应力，但可能是由于氢在这些钢中形成稳定的氢化物和由于复杂的碳化物阻碍了氢的析出等原因，也不产生白点。白点常常是锻件冷却至室温后几小时或几十小时，甚至更长的一段时间后才产生的。例如，
14、160mm的马氏体类合金结构钢方坯，冷却后12、24、48h均未发现白点，直到72h才发现白点。另外，白点开始产生后，在以后的继续冷却和放置期间还不断地扩大和产生新的白点。因此，检查白点应在冷却后再隔一段时间进行。（三）防止白点产生的对策 由于白点主要是由于钢中氢和组织应力共同作用下引起的，因此设法除氢和消除组织应力就可以避免白点的产生。其中首先应是除氢。最彻底的办法是从熔炼工艺着手，使氢在钢中的含量减少到不至引起白点的产生。严格控制炼钢操作过程，采用真空浇注等是很有效的措施。如果炼钢过程中氢含量不能控制在2cm3/100g以下,则必须在锻后采用合理的除氢冷却规范,决不允许锻后直接空冷到室温。
15、压力加工的钢材如果不存在白点,以后用这些钢坯锻成的锻件就不会再出现白点。因此对锻造来讲,关键问题是制定合理的锻后冷却规范。为了消除白点,制定冷却规范的主要原则是:在尽量减小各种应力(相变组织应力、变形残余应力及冷却温度应力等)的条件下在氢扩散速度最快的温度区间,长时间保温,使氢能从钢锭中充分扩散出来。具体的措施是采用等温退火。对马氏体类钢,在等温转变时,有两个温度范围奥氏体稳定性很小,分解速度最快。一个是600620(保温15h奥氏体可分解20%);另一个是280320(16min内奥氏体可分解95%。试验证明,在这两个奥氏体分解比较快的温度范围内,氢扩散的速度也是最快的。图1-4为氢的扩散速
16、度与温度的关系曲线。体心立方晶格的铁素体比面心立方晶格的奥氏体可溶解的氢少。在600620长时间保温,进行等温退火时,钢的塑性较好,同时温度应力、相变应力较小,较安全,但时间要很长。在280320作等温退火,奥氏体分解快、需要的时间短,但相变应力和温度应力较大,材料塑性较低,对较大的锻件,如控制不好易出现裂纹。另外,较大截面的锻件,中心部分的氢也很难扩散出去。因此,对铬镍钼钢的大锻件,一般采用起伏的冷却规范,既能充分除氢,尽量减小应力、又能提高效率。图1-5为34CrNiMo1030mm转子锻件的冷却曲线。该曲线的主要特点是:锻后先保温一段时间,使锻件内外温度均匀,以消除变形不均匀引起的残余应
17、力和冷却时的温度应力。然后缓冷至略高于马氏体开始转变温度Ms,这时奥氏体不是分解为脆性的马氏体,而是韧性较好的贝氏体,相变应力较小,在稍高于Ms点保持一段时间,使奥氏体充分分解,使氢充分向外扩散。但因温度低,氢气析出只在表面,锻件中心部分仍保留较多的氢;将锻件再加热到重结晶温度以上,并保温,使氢由含量多的心部向含量少的表面扩散,亦即使氢含量沿截面较均匀地分布,这时由于重结晶的作用使锻件的晶粒细化,为最终热处理创造较好的条件;再次缓冷到Ms点以上,氢从表面扩散出去,而中心部分仍被保留着;为使组织全部转变为索氏体,将锻件加热到600650并进行充分保温,一方面使奥氏体充分分解,另一方面使中心的氢尽
18、量向表面扩散。34CrNi3Mo钢对白点很敏感,而且转子锻件截面较大,所以工艺较复杂。对其他锻件,冷却曲线应根据钢种和尺寸具体确定。对珠光体类钢锻件,锻完后冷却到Ac1以下50150,使奥氏体分解为珠光体,再加热到Ac1以下2050,长时间保温(根据锻件尺寸大约几小时到十几小时，保温过程中使组织应力充分消除，并使氢逸出），然后缓慢冷却；或者锻后冷却至Ac1以下50150，再热至Ac3以上2030（过共析钢为Ac1以上2030）保温，再冷却至Ac1以下5060长时间保温，以后缓慢冷却。在奥氏体已转变为珠光体的情况下，在靠近Ac1点保温可使氢较快地逸出。10.粗晶环粗晶环 粗晶环常常是铝合金或镁合
19、金挤压棒材上存在的缺陷。经热处理后供应的铝、镁合金的挤压棒材，在其圆断面的外层常常有粗晶环。粗晶环的厚度，由挤压时的始端到末端是逐渐增加的。若挤压时的润滑条件良好，则在热处理后可以减小或避免粗晶环。反之，环的厚度会增加。粗晶环的产生原因与很多因素有关。但主要因素是由于挤压过程中金属与挤压筒之间产生的摩擦。这种摩擦致使挤出来的棒材横断面的外表层晶粒要比棒材中心处晶粒的破碎程度大得多。但是由于筒壁的影响，此区温度低，挤压时未能完全再结晶，淬火加热时未再结晶的晶粒再结晶并长大吞并已经再结晶的晶粒，于是在表层形成了粗晶环。有粗晶环的坯料锻造时容易开裂，如粗晶环保留在锻件表层，则将降低零件的性能。有粗晶
20、环缺陷的坯料，在锻造前必需将粗晶环车去。11.缩管残余缩管残余 缩管残余一般是由于钢锭冒口部分产生的集中缩孔未切除干净，开坯和轧制时残留在钢材内部而产生的。缩管残余附近区域一般会出现密集的夹杂物、疏松或偏析。在横向低倍中呈不规则的皱折的缝隙。锻造时或热处理时易引起锻件开裂 二、备料不当产生的缺陷及其对锻件的影响二、备料不当产生的缺陷及其对锻件的影响 1.切斜切斜 切斜是在锯床或冲床上下料时，由于未将棒料压紧，致使坯料端面相对于纵轴线的倾斜量超过了规定的许可值。严重的切斜，可能在锻造过程中形成折叠。2.坯料端部弯曲并带毛刺坯料端部弯曲并带毛刺 在剪断机或冲床上下料时，由于剪刀片或切断模刃口之间的
21、间隙过大或由于刃口不锐利，使坯料在被切断之前已有弯曲，结果部分金属被挤人刀片或模具的间隙中，形成端部下垂毛刺。有毛刺的坯料，加热时易引起局部过热、过烧，锻造时易产生折叠和开裂。3.坯料端面凹陷坯料端面凹陷 在剪床上下料时，由于剪刀片之间的间隙太小，金属断面上、下裂纹不重合，产生二次剪切，结果部分端部金属被拉掉，端面成凹陷状。这样的坯料锻造时易产生折叠和开裂。4.端部裂纹端部裂纹 在冷态剪切大断面合金钢和高碳钢棒料时，常常在剪切后34h发现端部出现裂纹。主要是由于刀片的单位压力太大，使圆形断面的坯料压扁成椭圆形，这时材料中产生了很大的内应力。而压扁的端面力求恢复原来的形状，在内应力的作用下则常在
22、切料后的几小时内出现裂纹。材料硬度过高、硬度不均和材料偏析较严重时也易产生剪切裂纹。有端部裂纹的坯料，锻造时裂纹将进一步扩展。5.气割裂纹气割裂纹 气割裂纹一般位于坯料端部，是由于气割前原材料没有预热，气割时产生组织应力和热应力引起的。有气割裂纹的坯料，锻造时裂纹将进一步扩展。因此锻前应予以预先清除。6.凸芯开裂凸芯开裂 车床下料时，在棒料端面的中心部位往往留有凸芯。锻造过程中，由于凸芯的断面很小，冷却很快，因而其塑性较低，但坯料基体部分断面大，冷却慢，塑性高。因此，在断面突变交接处成为应力集中的部位，加之两部分塑性差异较大，故在锤击力的作用下，凸芯的周围容易造成开裂。三、加热工艺不当常产生的
23、缺陷三、加热工艺不当常产生的缺陷 加热不当所产生的缺陷可分为：由于介质影响使坯料外层组织化学状态变化而引起的缺陷，如氧化、脱碳、增碳和渗硫、渗铜等。由内部组织结构的异常变化引起的缺陷，如过热、过烧和未热透等。由于温度在坯料内部分布不均，引起内应力（如温度应力、组织应力）过大而产生的坯料开裂等。下面介绍其中几种常见的缺陷，其余的可见有关的实例。1.脱碳脱碳 脱碳是指金属在高温下表层的碳被氧化，使得表层的含碳量较内部有明显降低的现象。脱碳层的深度与钢的成分、炉气的成分、温度和在此温度下的保温时间有关。采用氧化性气氛加热易发生脱碳，高碳钢易脱碳，含硅量多的钢也易脱碳。脱碳使零件的强度和疲劳性能下降，
24、磨损抗力减弱。脱碳的过程就是钢中碳在高温下与氢或氧发生作用生成甲烷或一氧化碳。其化学方程式如下:2Fe3C+O26Fe+2CO Fe3C+2H23Fe+CH4 Fe3C+H2O3Fe+CO+H2 Fe3C+CO23Fe+2CO 这些反应是可逆的,即氢、氧和二氧化碳使钢脱碳,而甲烷和一氧化碳则使钢增碳。脱碳是扩散作用的结果,脱碳时一方面是氧向钢内扩散;另一方面钢中的碳向外扩散。从最后的结果看,脱碳层只在脱碳速度超过氧化速度时才能形成。当氧化速度很大时,可以不发生明显的脱碳现象,即脱碳层产生后铁即被氧化而成氧化铁皮。因此,在氧化作用相对较弱的气氛中,可以形成较深的脱碳层。变压器硅钢片要求含碳量尽量
25、低,除在冶炼上应加以控制外,在锻轧加热时还应利用脱碳现象,使碳含量进一步下降,从而获得容易磁化的性能。但对大多数钢来说,脱碳会使其性能变坏,故均视为缺陷。特别是高碳工具钢、轴承钢、高速钢及弹簧钢,脱碳更是一种严重的缺陷。脱碳层的组织特征:脱碳层由于碳被氧化,反映在化学成分上其含碳量较正常组织低,反映在金相组织上其渗碳体(Fe3C)的数量较正常组织少,反映在力学性能上其强度或硬度较正常组织低。钢的脱碳层包括全脱碳层和部分脱碳层(过渡层)两部分。部分脱碳层是指在全脱碳层之后到钢含碳量正常的组织处。在脱碳不严重的情况下,有时仅看到部分脱碳层而没有全脱碳层。图片3-1为热轧60Si2钢的表面脱碳情况。
26、关于脱碳层深度可根据脱碳成分、组织及性能的变化，采用多种方法测定。例如逐层取样化学分析钢的含碳量，观察钢的表面到心部的金相组织变化，测定钢的表层到心部的显微硬度变化等等。实际生产中以金相法测定钢的脱碳层最为普遍。（二）脱碳对钢性能的影响 1.对锻造和热处理等工艺性能的影响 1）2Cr13不锈钢加热温度过高，保温时间过长时，能促使高温铁素体在表面过早的形成，使锻件表面的塑性大大降低，模锻时容易开裂。2）奥氏体锰钢脱碳后，表层将得不到均匀的奥氏体组织。这不仅使冷变形时的强化达不到要求，而且影响耐磨性，还可能由于变形不均匀产生裂纹。3）钢的表面脱碳以后，由于表层与心部的组织不同和线膨胀系数不同，因此
27、淬火时所发生的不同组织转变及体积变化将引起很大的内应力，同时表层经脱碳后强度下降，甚至在淬火过程中有时使零件表面产生裂纹。2.对零件性能的影响 对于需要淬火的钢，脱碳使其表层的含碳量降低，淬火后不能发生马氏体转变，或转变不完全，结果得不到所要求的硬度。图片3-2为30CrMnSiA钢淬火后的金相组织。轴承钢表面脱碳后会造成淬火软点，使用时易发生接触疲劳损坏；高速工具钢表面脱碳会使红硬性下降。由于脱碳使钢的疲劳强度降低，导致零件在使用中过早地发生疲劳损坏，图片3-3所示连杆的疲劳破坏就是由于脱碳引起的。图片3-4示的30CrMnSiNi2A钢摇臂零件的疲劳断裂也是由于模锻件表面脱碳降低了零件疲劳
28、性能所致，图片3-5所示是脱碳层裂纹。零件上不加工的部分（黑皮部分）脱碳层全部保留在零件上，这将使性能下降。而零件的加工面上脱碳层的深度如在机械加工余量范围内，可以在加工时切削掉；但如超过加工余量范围，脱碳层将部分保留下来，使性能下降。有时因为锻造工艺不当，脱碳层局部堆积，机械加工时将不能完全去掉而保留在零件上，引起性能不均，严重时造成零件报废。（三）影响钢脱碳的因素 影响钢脱碳的因素有钢料的化学成分，加热温度，保温时间和煤气成分等。1.钢料的化学成分对脱碳的影响 钢料的化学成分对脱碳有很大影响。钢中含碳量愈高脱碳倾向愈大W、Al、Si、Co等元素都使钢脱碳倾向增加；而 Cr、Mn等元素能阻止
29、钢脱碳。2.加热温度的影响 由图3-6可以看出，随着加热温度的提高，脱碳层的深度不断增加。一般低于1000时，钢表面的氧化皮阻碍碳的扩散，脱碳比氧化慢，但随着温度升高，一方面氧化皮形成速度增加；另一方面氧化皮下碳的扩散速度也加快，此时氧化皮失去保护能力，达到某一温度后脱碳反而比氧化快。例如GC15钢在11001200温度下发生强烈的脱碳现象。3.保温时间和加热次数的影响 加热时间越长，加热火次愈多，脱碳层愈深，但脱碳层并不与时间成正比增加。例如高速钢的脱碳层在1000加热0.5h，深度达0.4mm；加热4h达1.0mm；加热12h后达1.2mm。4.炉内气氛对脱碳的影响 在加热过程中，由于燃料
30、成分，燃烧条件及温度不同，使燃烧产物中含有不同的气体，因而构成不同的炉内气氛，有氧化性的也有还原性的。他们对钢的作用是不同的。氧化性气氛引起钢的氧化与脱碳，其中脱碳能力最强的介质是H2O（汽），其次是CO2与O2，最后是H2；而有些气氛则使钢增碳，如 CO和 CH4。炉内空气过剩系数大小对脱碳也有重要的影响；当过小时、燃烧产物中出现H2，在潮湿的氢气内的脱碳速度随着含水量的增加而增大。因此，在煤气无氧化加热炉中加热，当炉气中含H2O较多时，也要引起脱碳；当过大时，由于形成的氧化皮多，阻碍着碳的扩散，故可减小脱碳层的深度。在中性介质中加热时，可使脱碳最少。（四）防止脱碳的对策 防止脱碳的对策主要
31、有以下几方面：1）工件加热时，尽可能地降低加热温度及在高温下的停留时间；合理地选择加热速度以缩短加热的总时间；2）造成及控制适当的加热气氛，使呈现中性或采用保护性气体加热，为此可采用特殊设计的加热炉（在脱氧良好的盐浴炉中加热，要比普通箱式炉中加热的脱碳倾向为小）；3）热压力加工过程中，如果因为一些偶然因素使生产中断，应降低炉温以待生产恢复，如停顿时间很长，则应将坯料从炉内取出或随炉降温；4）进行冷变形时尽可能地减少中间退火的次数及降低中间退火的温度，或者用软化回火代替高温退火。进行中间退火或软化回火时，加热应在保护介质中进行；5）高温加热时，钢的表面利用覆盖物及涂料保护以防止氧化和脱碳；6）正
32、确的操作及增大工件的加工余量，以使脱碳层在加工时能完全去掉。2.增碳增碳 经油炉加热的锻件，常常在表面或部分表面发生增碳现象。有时增碳层厚度达1.51.6mm，增碳层的含碳量达1（质量分数）左右，局部点含碳量甚至超过2（质量分数），出现莱氏体组织。这主要是在油炉加热的情况下，当坯料的位置靠近油炉喷嘴或者就在两个喷嘴交叉喷射燃油的区域内时，由于油和空气混合得不太好，因而燃烧不完全，结果在坯料的表面形成还原性的渗碳气氛，从而产生表面增碳的效果。增碳使锻件的机械加工性能变坏，切削时易打刀。3.过热过热、过烧、过烧 (一)概述 锻造工艺过程中，如果加热温度控制不当常常容易引起锻件过热的现象。过热将引起
33、材料的塑性、冲击韧度、疲劳性能、断裂韧度及抗应力腐蚀能力下降。例如 18CrZNi4WA钢严重过热后，冲击韧度由0.81.OMJ/m2下降为0.5MJ/m2。一般认为,金属由于加热温度过高或高温保温时间过长而引起晶粒粗大的现象就是过热。至于晶粒粗大到什么程度算过热,应视具体材料而有所不同。碳钢(包括亚共折钢和过共折钢)、轴承钢和一些钢合金,过热之后往往出现魏氏组织(图片3-7);马氏体和贝氏体钢过热之后往往出现晶内织构组织(见图片3-8);1Cr18Ni9Ti、1Cr13和Cr17Ni2等不锈钢过热之后相(或铁素体)显著增多;工模具钢(或高合金钢)往往以一次碳化物角状化为特征判定过热组织(见图
34、片3-9)。钛合金过热后出现明显的晶界和平直细长的魏氏组织(图片3-10),这些通过金相检查便可以判定。对铝合金的过热现在没有明确的判定标准。一般过热的结构钢经正常热处理(正火、淬火)之后,组织可以得到改善,性能也随之恢复。但是CrNi、CNiMo、CrNiW、CrNiMoV系多数合金结构钢严重过热之后,冲击韧度大幅度下降,而且用正常热处理工艺,组织也极难改善,因此对过热组织,按照用正常热处理工艺消除的难易程度,可以分为不稳定过热和稳定过热两种情况。不稳定过热是用热处理方法能消除所产生的过热组织,亦称一般过热;稳定过热是指经一般的正火(包括高温正火)、退火或淬火处理后,过热组织不能完全消除。合
35、金结构钢的严重过热常常表现为稳定过热。碳钢、9Cr18不锈钢、轴承钢、弹簧钢中也发生类似情况。过烧,加热温度比过热的更高,但与过热没有严格的温度界限。一般以晶粒边界出现氧化及熔化为特征来判定过烧。如对碳素钢来说,过烧时晶界熔化、严重氧化(见图片3-11),工模具钢(高速钢、Cr12Mo等钢)过烧时,晶界因熔化而出现鱼骨状莱氏体(见照片3-12)。铝合金过烧时,出现晶界熔化三角区和复熔球等现象(见图片3-13)。锻件过烧后往往无法挽救,只好报废。下面侧重介绍稳定过热的机理及影响的因素。在此基础上简要介绍过热对力学性能的影响，过热、过烧的鉴别方法以及防止措施。应当指出，这里讨论的稳定过热是对有同素
36、异构转变的钢而言的。对没有同素异构转变的金属材料根本不存在这种问题，因为只要过热就是稳定的，用热处理的办法不能消除。对于有同素异构转变的钢，明确提出稳定和不稳定的概念，对指导锻压和热处理工艺具有重要的实际意义，因为在实际生产中，有时将稳定过热的锻件按不稳定过热的情况进行处理，结果，稳定过热引起的缺陷组织遗传在零件中，降低材料的性能，甚至在使用中造成严重事故。（+）钛合金和（+）铜合金虽有同素异构转变，但过热之后也不能用热处理方法消除，性能显著下降。一些双相不锈钢，如 1Cr18Ni9Ti、1Cr13、Cr17Ni2等，过热之后相（或铁素体）显著增加，使性能降低，用热处理方法也不易改善和恢复。在
37、钢中引起稳定过热的机理有两种：由析出相引起的稳定过热；由于晶粒遗传（组织遗传）引起的稳定过热。（二）析出相引起的稳定过热 1.析出相引起的稳定过热的机理 钢在奥氏体区加热，随着温度升高，奥氏体晶粒粗大，特别是在机械阻碍物大量固溶于奥氏体以后，晶粒迅速长大，高温固溶于奥氏体的第二相（例如硫化锰），在冷却过程中沿原高温奥氏体晶界（或孪晶界）析出。由于它们的固溶温度高（一般都在 1000以上），因此，一般热处理（淬火、退火、正火）时，在较低的奥氏体化温度（除莱氏体工具钢外都低于930）下，不再溶入基体。因此，这些第二相的分布、大小、形态和数量不会有多大程度的改变或基本不变，形成了稳定的原高温奥氏体晶
38、界（或孪晶界）。概括起来就是：稳定过热是指钢过热后，除原高温奥氏体晶粒粗大外，沿奥氏体晶界（或李晶界）大量析出第二相质点或薄膜，以及其它促使原高温奥氏体晶界（或孪晶界）或其它过热组织稳定化的因素，这种过热用一般热处理的方法（扩散退火除外）不易改善或不能消除。存在有稳定过热组织的零件受力时，沿晶界（或孪晶界）析出的第二相质点，常常是促成微观裂纹的起因，引起晶界弱化，促使沿原高温奥氏体晶界（或孪晶界）断裂（尤其当基体韧性较好时）。图片3-12为裂纹沿有析出相的原奥氏体晶界扩展的情况。过热温度越高，高温稳定相固溶的越多，晶粒越粗大，冷却时析出的密度也愈大。这样的过热组织也愈稳定，晶界弱化也愈严重。近
39、年来研究结果表明，引起稳定过热的析出相不仅有硫化物（MnS），还有碳化物，氮化物、硼化物（M23CB）以及碳氮化钛（TiCN）、硫碳化钛（Ti2SC）等。例如 CrNi、CrNiW和CrNiMo系合金结构钢稳定过热后，大量析出的主要是较细的MnS、图片3-13为35CrNiMo钢过热石状断口，图片3-14为石状断口过热小平面微观形态，是以MnS为显微裂纹核心的沿晶孔坑型断裂。除合金结构钢出现稳定过热外，在碳钢、9Cr18不锈钢、GC15轴承钢、60SiMo弹簧钢、高速钢等钢种也常出现这种缺陷，而且不仅沿奥氏体晶界析出，沿孪晶界也有析出。形成稳定过热的充分和必要条件是：高温加热使奥氏体晶粒粗化；
40、冷却后沿原高温奥氏体晶界（或孪晶界等）大量析出高温稳定的第二相或者存在其它促使原高温奥氏体晶界稳定和弱化的因素。必须指出，单纯奥氏体晶粒粗化引起的过热只是一种不稳定过热；而奥氏体晶粒不粗大，单纯由大量第二相沿晶界析出引起的原奥氏体晶界弱化不属于过热问题。2.影响稳定过热与不稳定过热的主要因素 由析出相引起的稳定过热程度，主要取决于析出相的成分和析出的密度。因此，影响稳定过热与不稳定过热的主要因素除与加热温度高低和保温长短有关外，还主要和钢的化学成分、钢中微量元素（包括杂质元素）及含量、过热后的冷却速度、锻造变形程度等有关。奥氏体晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，则沿晶界封闭的愈完整
41、。如果沿奥氏体晶界析出的密度小或不完全封闭，则稳定性小。因此，在奥氏体晶粒大小一定的条件下，沿原高温奥氏体晶界析出相的密度大小，就决定着稳定程度的大小。如果析出相的质点很大，但密度极低，也不易形成稳定过热。（1）钢的化学成分及微量元素的影响 由前面的例子中可以看出，钢的化学成分决定着析出相的种类，例如CrNi、CrNiMoV、CrNiW系合金结构钢中的析出相是MnS；25MnTiB钢中由于Ti与S比Mn与S有更大的亲合力，主要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不锈钢中主要析出一次碳化物。不同成分的析出相固溶于奥氏体中的温度不同，因而对稳定程度有重要影响。例如MnS、AlN大量
42、固溶的温度约在1200左右，TiCN的固溶温度在1350左右，Ti2SC在1350时还没有固溶。9Cr18不锈钢的一次碳化物固溶温度也在1000以上。析出相的固溶温度愈高，高温愈稳定，形成稳定过热的敏感性则愈低，但一经固溶和析出后，则很难消除。稀土元素减少形成稳定过热与不稳定过热有重要影响。例如25MnTiB钢中，当RE/S=1.52时，由于形成高温下稳定颗粒状稀土硫化物，可以细化13501400以下的奥氏体晶粒，减少原奥氏体晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，降低过热敏感性。（2）过热后冷却速度的影响 过热后冷却速度对是否形成稳定过热及其稳定程度有重要影响，它影响着析出相的
43、数量和密度。冷却速度过快，第二相可能来不及沿晶界析出；冷却速度过于缓慢则析出相聚集成较大的质点，这两种情况均不易形成稳定过热。只有在第二相充分析出而又来不及聚集的冷却速度下才易形成稳定过热。因此相对的中等冷却速度最易形成稳定过热。（3）塑性变形及热处理对稳定过热的影响 塑性变形可以破碎过热形成的粗大奥氏体晶粒并破坏其沿晶界析出相的连续网状分布，因此可以改善或消除稳定过热。40MnB钢自1150直接空冷和经热轧后空冷呈现两种不同的断口情况。直接空冷的坯料原奥氏体晶粒粗大，析出相呈粗大的网状分布，经调质处理后为石状断口。而经热轧后空冷的原高温奥氏体晶粒细小，析出相分散，经调质处理后为纤维状断口。试
44、验表明已经形成稳定过热，呈现石状断口的 18Cr2Ni4WA和 45钢，经重新加热改锻，当锻造比大于 4时，可基本消除稳定过热的组织，获得正常的纤维状断口。用热处理方法改善或消除稳定过热是困难的，有时是不可能的。某些合金结构钢的试验表明：只有轻度稳定过热（即析出相密度较小，在断口上呈现细小，分散的石状情况）经二次正火或多次正火可以改善或消除。对于一般的稳定过热（在断口上分布的石状较多，石状尺寸较大）需经多次高温扩散退火和正火才可能得到改善，而对于较严重的稳定过热（石状较大、遍及整个断面），多次长时间高温扩散退人加正火也极难改善。根据以上分析，为避免锻件稳定过热，从锻造工艺方面有下列有效对策：1
45、）严格控制加热温度，尽可能缩短高温保温时间。加热时坯料应避开炉子的局部高温区。2）保证锻件有足够的变形量，一般当锻造比为1.52时，便有明显效果，锻造比愈大，效果愈显著。对模锻件来说，如预制坯后需再一次加热时，应保证锻件各部分均有适当的变形量。3）适当控制冷却速度。根据我们协同某厂解决炮尾锻件石状断口的体会，恰当地采用上述对策，便可以有效地避免形成稳定过热石状断口。（三）晶粒遗传引起的稳定过热 按传统的概念，钢在加热至正火温度时即发生相变和重结晶，使粗大晶粒得到细化。但是，有些钢种（主要是马氏体钢和贝氏体钢）过热后形成的粗晶，经正火后仍为粗大晶粒（指奥氏体晶粒）。这种部分或全部由原粗大奥氏体晶
46、粒复原的现象称为晶粒遗传。马氏体和贝氏体钢锻件，如果锻造加热温度与停锻温度较高和变形程度较小，容易形成粗大的奥氏体晶粒，冷却到室温后，在原来的一颗颗粗大奥氏体晶粒内，由于相变形成许多颗小晶粒，这些小晶粒的空间取向与原来奥氏体晶粒的空间取向保持一定的关系。例如马氏体的110面平行于奥氏体的111面，马氏体的方向平行于奥氏体的方向。从一个奥氏体晶粒形成的许多马氏体片与原奥氏体晶粒之间都有着这种位向关系(见图3-15和图片3-16)。也就是说，形式上是一颗大晶粒分割成许多颗小晶粒，而实质上还是原来的一颗大晶粒。正火加热时，这些小晶粒还原成原来的奥氏体晶粒，且空间取向基本上没有多大的变化。正火冷却时，
47、一颗奥氏体晶粒又再次重新分割成若干个小晶粒。这样，正火前（即锻后）原来粗大的奥氏体晶粒经正火后形式上虽细化了（分割成许多小晶粒），但实质上由于很多小晶粒的位向与原来的奥氏体晶粒一致，由于在位向和大小上都继承了原始粗大奥氏体晶粒，所以在性能与断口上仍保留了原来粗大奥氏体晶粒的特征。这种粗大晶粒的遗传，使材料的力学性能，特别是韧性明显降低。由于这种晶粒遗传现象，马氏体钢、贝氏体钢锻件过热后的粗大奥氏体晶粒，用一般热处理工艺不易细化。产生晶粒遗传的条件是：1）加热前的组织为奥氏体的有序转变产物（马氏体或贝氏体），它具有保留原始奥氏体晶粒取向的能力；2）加热至奥氏体化温度时，铁素体和奥氏体均不发生再结
48、晶，保持晶粒位向；3）针状奥氏体得到充分发展。马氏体、贝氏体组织在加热相变时可能产生两种奥氏体形态，即针状（条状）奥氏体和球状奥氏体、针状奥氏体与母相保持一定的位向关系，才导致晶粒遗传，而球状奥氏体则不然。某些珠光体类型的钢，例如 38CrMoAlA钢等，也易出现这种晶粒遗传现象。38CrMoAlA钢在退火状态是珠光体加铁素体，由于Cr和Mo的存在使C曲线（S曲线）右移，尤其当存在成分偏析时，在空冷状态下也常常得到贝氏体组织（局部）。经正火和调质后，该局部处组织仍明显保留位向关系，奥氏体晶粒尺寸变化也不大。1.影响晶粒遗传的几个因素 晶粒遗传的程度与锻件的过热程度、变形程度、加热速度、原始组织
49、、化学成分等有关。分别介绍如下:(1)过热程度 材料过热程度愈严重,晶粒遗传的程度也愈严重。由图3-9中可以看到,加热温度愈高时,奥氏体晶粒愈粗大,合金元素固溶的愈充分,愈均匀,冷却和以后加热时,愈易按有序转变的方式进行,保持位元向关系。(2)变形程度 塑性变形对消除晶粒遗传有重要作用。经1250加热后的坯料,经66%的变形后晶粒明显细化。这不仅是由于塑性变形时破碎了晶粒,打乱了组织的方向性,而且提供了足够的畸变能以满足晶粒细化时晶界能增加的需要。于是,在正火加热温度稍高于相交点时将促使按无序转变的方式形成奥氏体,破坏了原来的空间取向,所以相变后晶粒将得到充分的细化。在实际生产中,锻件过热和局
50、部区域处于小变形或临界变形的情况是经常存在的。因此,锻件中晶粒遗传的情况是经常出现的。(3)加热速度 .萨多夫斯基在他的钢的组织遗传性一书中认为钢的晶粒遗传与临界区的加热速度有关。在合金结构钢中,原始组织为马氏体时,缓慢加热(150/min)和极快速加热(100/min500/s)时都易出现晶粒遗传。但在某些中间加热速度(10/min100/s)时,晶粒遗传性不存在。在实际生产中,100150/s的极快加热速度是很难达到的。因此,这里仅讨论缓慢加热和较快速加热对组织遗传的影响。缓慢加热时,由于过热度小,相变驱动力小,球状奥氏体不易形成,只能形成针状奥氏体,它产生于条束边界,并沿着条的方向几乎一
