锻造不良缺陷事例分析.

1、锻造不良缺陷事例分析第1章 折叠.01-0第2章 裂纹18第3章 白点23第4章 流线不顺，涡流和穿流31第5章 过热，过烧42第6章 晶粒粗大50第7章 脱碳 .54 第一章 折 叠折叠是在金属变形流动过程中已氧化了的表层金属汇合在一起而形成的。     在零件上，折叠是一种内患，它不仅减小了零件的承载面积，而且工作时此处产生应力集中，常常成为疲劳源。实例的边杆疲劳破断就是从折叠处开始的。因此，技术规定锻件上一般不允许有折叠。     锻件经酸洗后，一般折叠用肉眼可以观察到。肉眼不易检查出的折叠，可以用磁粉检验或

2、渗透检验。     锻件折叠一般具有下列特征：折叠与其周围金属流线方向一致（图1-1、图1-4）；折叠尾端一般呈小圆角（图1-2、图1-5）。有时，在折叠之前先有折皱，这时尾端一般呈枝叉形（或鸡爪形）（图1-3及图1-6）。折叠两侧有较重的氧化、脱碳现象（图1-7）。但也有个别例外，例如，热轧齿轮时用石墨作润滑剂，由于石墨被带入折叠内并经高温扩散，在折叠两侧出现增碳现象。     按照上述特征可以大致地区分裂纹和折叠。但是，锻件上的折叠经进一步变形和热处理等工序之后，形态将发生某些变化，需要具体分析。例如，有折叠的

3、零件在进行调质处理时，折叠尾端常常要扩展，后扩展的部分就是裂纹，其末端呈尖形，其表面一般无氧化、脱碳现象（图1-8）。 图1-1 折叠与金属流线方向一致   图1-2 折叠尾端呈小圆角  图1-3 折叠尾端呈枝叉形图1-4 折缝处的流线 10× 图1-5 图1-6 折叠尾端呈枝叉形 50×图1-7 折纹两侧脱碳情况 100× 图1-8 折叠尾端扩展的裂纹 400×各种锻件，尤其是各种形状模锻件的折叠形式和位置一般是有规律的。折叠的类型形成原因，大致有下列几种：可能是两股（或多股）流动金属对流汇合

4、而形成的；可能是一股金属急速大量的流动，将邻近的表层金属带着流动而形成的；可能是变形金属弯曲、回流并进一步发展而形成的；也可能是一部分金属的局部变形被压入到另一部分金属内形成的。以下具体分析各种原因：（一）由两股（或多股）金属对流汇合而形成这种折叠大致有以下几种：     1）模锻过程中由于上金属充填较慢，在相邻部分均已基本充满时，此处仍缺少大量金属，形成空腔，于是相邻部分的金属便往此处汇流。     模锻时坯料尺寸不合适，操作时安放不当，打击（加压）速度过快，模具圆角、斜度不合适，或某处金属充填阻力无穷大等都常常

5、会出现这种情况。    2）弯轴和带枝叉的锻件，模锻时常易由两股流动金属汇合形成折叠，如图1-9、1-10所示。 图1-9带枝叉的锻件折叠形成示意图 图1-10弯轴件折叠形成示意图以图1-9的情况为例，模锻时A和B（或A和C）两部分的金属往外流动，已氧化过的表层金属对流汇合形成折叠。这种折叠有时深入到锻件内部，有时只分布在飞边区。     折叠的起始位置与模锻前坯料在此处的圆角半径、金属量有关。如圆角半径较大时，折叠就可能全部在飞边内，圆角半径较小时折叠就可能进入锻件内部。  

6、0;  折叠起始于坯料拐角的边部，但起始点的位置在模锻变形过程中是变动的，可能向模膛内部移动，也可能向飞边方向移动，这取决于坯料D处（图中虚线范围）金属量的多少，如果D部分金属量较多，模锻时有多余金属往外排出，折叠起始点向飞边方向移动。因此，为防止产生这种折叠，必须采取如下对策：     模锻前坯料拐角处应有较大的圆角。如采用预锻模膛，预锻模膛此处应做成较大的圆角；     保证此部分有足够的金属量，使模锻时折叠的起始点被挤进飞边部分。因此，应保证坯料尺寸合适，操作时将坯料放正，初击时轻一些等。 

7、;    3）由于变形不均匀，两股（或多股）金属对流汇合而成折叠。    最简单的例子是拔长坯料端部时，如果送进量很小，表层金属变形大，形成端部仙凹（图3-11），严重时则可能发展成折叠（实例45）。     挤压时，当挤压坯料较高（H较大）时，与凸模端面接触的部分金属，由于摩擦阻力很大不易变形。但当压余高度h较小，尤其当挤压比较大时，与凸模端面中间处接触的部分金属便被拉着离开凸模端面，并往孔口部分流动，于是在制件中产生图3-12所示的缩孔。   

8、0; 图3-11 拔长时内凹形成示意图 图3-12  挤压时缩孔形成示意图模锻带筋的腹板类锻件时，情况与挤压相似。当腹板较薄时常产生折叠（图3-13a），腹板较厚时则不产生（图3-13b）。因此，这类锻件应使腹板适当的厚一些。对腹板较薄的锻件为防止产生折叠，可预先压出一个“突起”（图3-13c），然后进行终锻（图3-13d）图3-13 带筋的腹板类锻件模锻时折叠产生和防止办法的示意图（二）一股金属急速大量的流动，将邻近的表层金属带着流动而形成的工字形断面的锻件、某些环形锻件和齿轮锻件，常易产生这类缺陷（图3-14）。     工字形锻件这种折叠

9、（图3-15）的产生原因，是由于靠近接触面ab附近的金属沿着水平方向较大量地外流，同时带着ac和bd附近的金属一起外流，使已氧化了的表层金属汇合一起而形成的。因此产生这种折叠有三个条件：靠近接触面ab附近的金属要有流动；必须沿水平方向外流；由中间部分排出的金属量较大。当l/t较大、筋与腹板之间的圆角半径过小，润滑剂过多和变形太快时，较易产生这种缺陷。 图3-14  工字形断面锻件和齿轮锻件常产生的 图3-15 工字形断面锻件折叠折叠部位示意图a）工字形断面锻件b）齿轮锻件 形成过程示意图图片3-16是不同l/t值时金属的流动尾部：l/t较小（图片3-16a）时，主要是腹板中间部分的金

10、属流动；l/t较大（图片3-16b）时，靠近接触面ab附近的金属开始有流动；l/t再大（图片3-16c）时，靠近接触面ab附近的金属有较大流动，这与矮坯料的镦粗情况一样，由于沿高度方向各处的变形条件相近，于是中间部分金属变形时便拉着与工具接触的表层金属向外滑动。图片3-16 不同l/t值（复板宽度/复板厚度）时金属的流动情况a）l/t较小时，b）l/t较大时c）l/t大时     靠近接触面ab附近的金属能否流动，与锻件尺寸直接有关，故一般是不易改变的，但是可以控制其流量和方向。因此，为防止产生折叠，应当采取如下对策：   

11、 1）使中间部分金属在终锻时的变形量小一些，即，使由中间部分排出的金属量尽量少一些；    2）创造条件，使终锻时由中间部分排出的金属量尺可能向上、下型腔中流动，继续充填模腔。     环形锻件和齿轮锻件折叠形成的原因和防止对策与工字形锻件类似。     带孔锻件在锤上模锻时，预锻时用斜底连皮，终锻时用带仓部的连皮，使终锻过程中内孔部分的多余金属不是流向飞边，在锻件内部形成折叠，而是流向冲孔连皮。     带孔锻件胎模锻时，一

12、般先在坯料上冲出通孔，然后终锻。在锤上模锻时，尤其模锻铝合金锻件时，也常用这种方法。    单面带筋的件也常产生这类折叠（图3-16a），但是如果将分模的位置改变一下（图3-16b），由压入形成改为反挤形成，一般就可以避免了。    但是某些反挤成形类的锻件，如果分模面设置不当，也还会产生这种类型折叠（见图片3-17右侧），严重时会产生穿筋，使A处与锻件本体分离。对已经产生了这种缺陷的锻件，可以将A处去掉，然后再模锻一次。最好的办法是将分模面的位置移到最上端（见图片3-17左侧）。图3-17 镦粗时折叠形成过程示意

13、图（三）由于变形金属发生弯曲、回流而形成    1）细长（或扁薄）锻件，先被压弯然后发展成折叠。例如细长（或扁薄）坯料的镦粗（压缩）和lB/d 3的顶镦（图3-1719）。  对于这类锻件，正确的锻造原则应当是：    l/d 2.53   h/a 22.5    lB/d 2.52    当 lB/d 3时，需要在模具内顶镦。顶镦时开始会产生一些弯曲，但与模壁接触之后便不再发展，所以不致形成折叠。在模具内

14、顶镦，关键是控制 D/d 值，如一次顶镦能产生折叠，则可采用多次顶镦。例如，气阀lB/d 13，顶镦时一般需56个工步。图3-18压扁时折叠形成过程示意图 图3-19 顶镦时折叠形成过程示意图锤上滚挤时，有时金属流到分模面上，翻转90°再锻打时便形成折叠（图3-20）。辊锻和轧制时也常产生这种类型的折叠。采取的对策是，减小每次的压下量和适当增加滚挤模膛的横断面积和宽度。图3-20 滚挤时折叠形成过程示意图    2）由于金属回流形成弯曲，继续模锻时发展成折叠。以齿轮锻件为例，折叠形成的过程如图3-21所示。这种折叠的位置与图3-14b所示不同，

15、一般都在腹板以上（或以下）的轮缘上。图 3-21  齿轮锻件折叠形成过程示意图 图3-22 齿轮锻坯尺寸关系图    模锻时是否产生回流，与坯料直径，圆角R大小和第一、二锤的打击力等有关。为防止产生这种折叠，应当使镦粗后的坯料直径D坯越过轮缘宽度的一半，最好接近于轮缘宽度的三分之二，即D坯D1+4/3b（图3-22）。圆角R应适当大些，模锻时第一、二、锤应轻些。带筋的腹板类锻件有时也产生这类折叠。（四）部分金属局部变形，被压入另一部分金属内    这类形式的折叠在生产中是很常见的，例如拔长时，当送进量很小

16、，压下量很大时，上、下两端金属局部变形并形成折叠（图3-23）。避免产生这种折叠的对策是增大送进量，使每次送进量与单边压缩量之比大于11.5，即2l/h 11.5.图3-23  拔长时折叠形成过程示意图    模锻时，上、下模错移时在锻件上啃掉一块金属，再压入体内便成为折叠。    另外，预锻模圆角过大，而终锻模相应处圆角过小，终锻时也会在圆角处啃下一块金属并压入锻件内形成折叠（图3-24）。故一般取R预=1.2R终+3。模锻铝合金锻件时，如果因为圆角R的缘故，一次预锻不行时，则可采用两次预锻。图 3-2

17、4预锻模圆角过大 终锻时形成折叠的示意图  a）模具  b）锻件    斜轧和横轧时，如果乱牙也将产生这类折叠。    实际生产中折叠的形式是多种多样的，但其类型形成原因大致不外乎以上几种。掌握和正确运用这些规律，便可以在实践中避免产生折叠。同时，按照这些道理，也可以解决锻件中流线的合理分布。第章 裂纹    裂纹是锻压生产中常见的主要缺陷之一，通常是先形成微观裂纹，再扩展成宏观裂纹。锻造工艺过程（包括加热和冷却）中裂纹的产生与受力情况、变形金属的组织结构

18、、变形温度和变形速度等有关。锻造工艺过程中除了工具给予工件的作用力之外，还有由于变形不均匀和变形速度不同引起的附加应力、由温度不均匀引起的热应力和由组织转变不同时进行而产生的组织应力。    应力状态、变形温度和变形速度是裂纹产生和扩展的外部条件；金属的组织结构是裂纹产生和扩展的内部依据。前者是通过对金属组织及对微观机制的影响而对裂纹的发生和扩展发生作用的。全面分析裂纹的成因应当综合地进行力学和组织的分析。    （一）形成裂纹的力学分析    在外力作用下物体内各点处于一定

19、应力状态，在不同的方位将作用不同的正应力及切应力。裂纹的形式一般有两种：一是切断，断裂面是平行于最大切应力或最大切应变；另一种是正断，断裂面垂直于最大正应力或正应变方向。    至于材料产生何种破坏形式，主要取决于应力状态，即正应力与剪应力之比值。也与材料所能承受的极限变形程度max及max有关。例如，对于塑性材料的扭转，由于最大正应力与切应力之比/=1是剪断破坏；对于低塑性材料，由于不能承受大的拉应变，扭转时产生45°方向开裂。由于断面形状突然变化或试件上有尖锐缺口，将引起应力集中，应力的比值/有很大变化，例如带缺口试件拉伸/=4，这时多发生

20、正断。    下面分析不同外力引起开裂的情况。    1.由外力直接引起的裂纹    压力加工生产中，在下列一些情况，由外力作用可能引起裂纹：弯曲和校直、脆性材料镦粗、冲头扩孔、扭转、拉拔、拉伸、胀形和内翻边等，现结合几个工序说明如下。    弯曲件在校正工序中（见图2-1）由于一侧受拉应力常易引起开裂。例如某厂锻高速钢拉刀时，工具的断面是边长相差较大的矩形，沿窄边压缩时易产生弯曲，当弯曲比较严重，随后校正时常常开裂。 

21、60;  镦粗时轴向虽受压应力，但与轴线成45°方向有最大剪应力。低塑性材料镦粗时常易产生近45°方向的斜裂（见图片2-2）。塑性好的材料镦粗时则产生纵裂，这主要是附加应力引起的。工件的几何形状对应力分布有明显影响。例如，拉伸试棒在缩颈形成前各处可以视为受均匀的单向拉应力，一旦形成缩颈后，缩颈表面就受三向拉应力；镦粗时也有类似的情况，只是应力的符号相反。我们曾经对图2-3所示的凹凸两种试样进行镦粗。镦粗后在凸形的试样上出现45°剪裂（见图2-3b）。其主要原因是由于沿表层分布的力除沿轴向对两者都有压应力外，对于凹形试件还有径向应力分量（压应力）

22、产生，而对于凸试件则由于存在径向压应力而产生切向拉应力，前者对表层纵向开裂起阻止作用，后者对表层纵向开裂起促进作用。生产上采用铆镦的方法锻高速钢，从力学上分析也是利用中凹的工件，使镦粗时不易出现纵裂。  另外，矩形断面毛坯在平砧下拔长时产生的对角线裂纹也是切应力引起的。图2-1 拔长时表面纵向裂纹形成过程示意图图片2-2 MB2镁合金锻件表面裂纹 图2-3  凹形和凸形试样镦粗时的受力情况和开裂形式    2.由附加应力及残余应力引起的裂纹    压力加工生产中，大多数裂纹都是由附加应

23、力作用产生的，附加应力主要是由两种原因引起的。变形不均匀；变形时金属流速不均匀。结合几个典型工序介绍如下：    （1）由变形不均匀引起的附加应力    一般材料镦粗时侧表面产生纵向裂纹，是由于表面受切向拉应力作用的结果，而这种切向拉应力是由于镦粗时变形不均匀引起的附加应力。镦粗时中心区（）的变形大，而周边区（区）的变形较小，区金属向外流动时，便使区金属沿切向受附加拉应力（见第四章图4-1）。    拔长时，当送进量l相对于坯料的高度较小时（l0.5h，这时变形区成双鼓形，中

24、间部分锻不透，被上下部分金属强制延伸而受拉应力（见第四章图4-12），易弓l起锻件内部横向裂纹（见图4-8d）。这在大型锻件锻造中是常见的。冲孔时，冲头下面的A区金属（见第四章图4-31）向外流动时，使B区金属沿切向受附加拉应力作用，常引起表面纵向裂纹（见图4-30）。 （2）由流速不均引起的附加应力        挤压棒材时，由于受模口摩擦阻力影响，表层金属流得慢，中部金属流动很快，外表层受拉，中部金属受压，在表层易引起横裂（见图2-4）。附加应力在外力消除后，仍以残余应力的形式留在工件内部，这是产生延时开裂的主

25、要原因。如挤压后的黄铜棒，在潮湿的空气中，常由于应力腐蚀而产生开裂。图2-4棒料挤压时的附加应力分布情况     3.由温度应力及组织应力引起的裂纹         当加热或冷却时由于温度不均匀造成热胀或冷缩不均匀而引起的内应力，总的规律是在降温较快（或加热较慢）处受拉应力，在降温较慢或升温较快处受压应力。     当组织转变不同时发生时，则易产生组织应力。总的规律是每一瞬间进行增加比容的转变区受压应力，进行减少比容的转变区受拉应力。奥氏体冷却时

26、有马氏体转变的材料，冷却过程形成的温度应力及组织应力的分布情况如图2-5所示（图中应力都是指轴向应力）。图2-5 冷却过程中的温度应力和组织应力分布情况     冷却初期工件表层温度较心部明显降低，表层的收缩趋势受到心部的阻碍，在表层产生拉应力，在心部产生与其平衡的压应力，随着冷却过程的进行，这种趋势进一步发展。但由于心部温度高，塑性较好，还可产生微量塑性变形，以缓和这种热应力。到了冷却后期，表层温度已接近常温，基本上不再收缩，而心部温度尚高，仍继续收缩，导致了热应力的反向，即心部由压应力转为拉应力，而表层则由拉应力转为压应力。这种应力状态保持下来构成材

27、料的残余应力。     组织的变化是在一定的温度区间内完成的。当工件表层冷却至马氏体转变温度时产生体积膨胀，但由于心部仍然处于奥氏体状态，对表层的体积膨胀起牵制作用，因此表层这时受压应力。随着冷却过程的进行，这种趋势进一步发展。但随着心部发生马氏体转变，由于该处的体积膨胀而引起应力的松弛。当工件继续冷却，由于心部形成的马氏体含量愈来愈多，体积膨胀也越来越大，而表层体积已不再变化，这时心部的伸长趋势受到表层的阻止作用，结果导致组织应力的反向，心部转为压应力，表层则为拉应力。这种应力状态一直保持下来构成残余应力。    

28、; 由以上所述可以看出，工件在冷却过程中所形成的热应力及组织应力在不断变化，其分布方向恰好相反，但从数量上并不能正好抵消；热应力早在高温冷却初期即产生，而淬火组织应力则在较低的温度（Ms以下）时才开始出现；冷至室温后的最终残余内应力，其大小与分布情况取决于热应力与组织应力在每一瞬时相互叠加作用的结果。     对于无同素异构转变的锻件，在锻后空冷或其它缓慢的冷却过程中，热应力通常并不引起严重后果。虽然冷却初期温差较大，表层为拉应力（中心部分受压应力），但因温度较高，塑性较好，不致引起开裂；冷却后期温差不太大，且表层受压应力，所以也不引起开裂。奥氏体（如

29、1Cr18Ni9Ti、50Mn18Cr4WN）的任何大断面锻件都可以直接空冷而不需缓冷，甚至水淬时也不产生裂纹。     组织应力在较低温度下才开始发生，这时材料塑性较低，这是造成冷却时开裂的主要原因。高速钢冷却裂纹（图片2-6）及马氏体不锈钢冷却裂纹（图片2-7）附近没有氧化脱碳现象也证明了这一点。对于马氏体不锈钢即使采取一些缓冷措施，仍必须退火后才能进行酸洗，否则在腐蚀时易出现应力腐蚀开裂。加热时温度分布及其变化情况与冷却时正相反，升温过程中表层温度超过心部温度，并且导热性越差，断面越大，温差也越大。图2-6 W18Cr4V钢锻件一侧因锻后激冷形成的

30、裂纹 图2-7 裂纹由表面沿晶界向晶内扩展     对于热应力，这时表层受压内层受拉，在受拉应力区由于温度低，塑性差有可能形成开裂。在加热初期金属尚处于弹性状态的时候，在加热速度不变的条件下，根据计算，在圆柱体坯料轴心区沿轴向的拉应力是沿径向和切向拉应力值的两倍。因此，加热时坯料一般是横向开裂。     加热过程中由于相变不同时进行也有组织应力发生，但这时由于温度较高，材料塑性较好，其危险程度远较冷锭快速加热时为小。    （二）形成裂纹的组织分析   

31、对裂纹的成因进行组织分析，有助于了解形成裂纹的内在原因，也是进行裂纹鉴别的客观依据。    从大量的锻件裂纹实例分析和重复试验中可以观察到，金属材料的组织和性能是否均匀，对裂纹有重要影响。    1.对组织和性能比较均匀的材料    锻造过程中，首先在应力最大，先满足塑性条件的地方发生塑性变形。在变形过程中位错沿滑移面运动，遇着障碍物，便会堆塞，并产生足够大的应力而产生裂纹，或由于位错的交互作用形成空穴、微裂，并进一步发展成宏观的裂纹。这主要产生在变形温度较低（低于再结晶温度），或变形程度过大、

32、变形速度过快的情况。这种裂纹常常是穿晶或穿晶和沿晶混合的图片2-8为MB2镁合金在低于再结晶温度下变形时产生的穿晶裂纹。但是由于高温下原子具有较高的扩散速度，有利于位元错的攀移，加速了恢复和再结晶，使变形过程中已经产生的微裂纹比较容易修复，在变形温度适宜、变形速度较慢的情况下，可以不发展为宏观的裂纹。图2-8 裂纹处的显微组织 250×      2.对组织和性能不均匀的材料    对组织和性能不均匀的材料，裂纹通常在晶界和某些相接口发生。这是因为锻造变形通常是在金属的等强温度以上进行的。晶界的变形较大，而金属的晶

33、界往往是冶金缺陷、第二相和非金属夹杂比较集中的地方。在高温下某些材料晶界上的低熔点物质发生熔化，严重降低材料的塑性；同时，在高温下周围介质中的某些元素（硫、铜等）沿晶界向金属内扩散，引起晶界上第二相的非正常出现和晶界的弱化；另外，基体金属与某些相的接口由于两相在力学性能和理化性能上的差异结合力较弱。锻造所用的原材料通常是不均匀的。因此，高温锻造变形时裂纹主要沿晶界或相界发生和发展。 下面对组织和性能不均的材料，具体分析金属组织对锻造裂纹发生和发展的影响。       （1）微观裂纹的产生   

34、锻造过程中金属组织状况对微观裂纹的产生主要有下列三种情况。    1）冶金和组织缺陷处应力集中。在原材料的冶金和组织缺陷处，如疏松、夹杂物等的尖角处，在外力作用下发生应力集中；在第二相和基体相交界处，特别是第二相的尖角处容易产生应力集中。在应力集中处较早达到金属的屈服点，引起塑性变形，当变形量超过材料的极限变形程度和应力超过材料的极限强度时便产生微观裂纹。图片2-9为MB15镁合金在缺陷尾端由于应力集中产生的裂纹。   图片2-9 折叠尾端扩展的裂纹 400× 图2-10 50钢法兰盘锻件表面龟裂   &

35、#160; 2）第二相及夹杂物本身的强度低和塑性差。第二相及夹杂物本身强度低，塑性差，受外力或微量变形时即产生开裂。具体的有下列一些情况：    晶界为低熔点物质。锻造过程中常见的铜脆、红脆和锡脆等皆是由于在晶界的剪切和迁移中微观裂纹首先于晶界处的低熔点物质本身中发生而后发展的。实例11、图片2-10为裂纹沿渗铜晶界开裂的情况，实例19、图片2-11为裂纹沿渗硫处开裂的情况。坯料过烧时时，晶界发生氧化和熔化，裂纹沿晶界发展（见图片2-12）图2-11裂纹附近有渗入物 100× 图2-12过烧组织（晶粒粗大晶间熔化）500× 

36、   晶界存在脆性的第二相或非全属的夹杂物。脆性物质包括：碳化物、氮化物、氧化物、硅酸盐、硼化物及金属间化合物。当晶界剪切和滑移时，上述物质有不同程度的破碎，当晶界物质的破碎得不到及时修复时，微观裂纹便在此处发生和发展。实例64、图片2-13为 LDll铝合金活塞模锻件中裂纹沿脆性的铁相发生的情况。图片 2-14为 MB5镁合金杠杆模锻件中沿（Mg4A13）脆性相开裂的情况。图2-13 呈链状分布的铁相、破碎脱落而形成的裂纹 500× 图2-14沿Mg4Al3 200×     第二相为强度低于基体的韧性相。亚共析

37、钢、奥氏体不锈钢、马氏体不锈钢中的铁素体属于此种情况。由于铁素体的s小，压力加工变形时，首先是铁素体局部变形，当超过极限应变时，便形成微观裂纹，当铁素体呈网状分布于晶界时危害更大。    3）第二相及非金属夹杂与基体之间在力学性能和理化性能上有差异。在此种情况下，微观裂纹往往产生在它们交界处，这是他们之间结合力较弱的缘故。例如奥氏体不锈钢中存在铁素体相时，两相具有不同的变形抗力，由于热锻时两者的变形程度不同产生了附加应力，常常在奥氏体与铁素体的交界处产生微观裂纹而后扩展（图片2-15）。又例如MnS和Fe()具有不同的热膨胀系数，因而MnS与Fe（）交界

38、处的结合力较弱，裂纹常沿交界处发生。图2-15沿-相界面发生的小裂纹 500×     （2）微观裂纹的扩展    断裂过程是沿着能量降低的方向，遵循阻力最小的途径进行的。裂纹扩展的阻力由裂纹前缘金属的性能和微观的断裂机制来决定。应力状态、温度、应变速度及介质对裂纹扩展的阻力有一定影响。它们是通过对性能和断裂机制的影响来影响裂纹扩展阻力的。本节侧重研究性能（组织）的影响。     裂纹前缘金属的韧性愈好，则裂纹扩展的阻力愈大。韧性是断裂过程所需能量的参量，而这种能量取决于材料

39、的强度和塑性，它是材料强度和塑性的综合表现。在保证一定强度的前提下提高塑性，对提高韧性和裂纹扩展的阻力具有重要的影响。     因此，热锻过程中，在均匀受力的情况下，裂纹主要沿着强度低和塑性差的“弱区”（晶界和结合力弱的相接口等）扩展。“弱区”的性能主要取决于第二相及夹杂物的性能、形状和分布特点。“弱区”的强度愈低，塑性愈差，则扩展的速度愈快。图片2-12和图片2-11为裂纹沿晶界扩展；图片2-15为沿相界扩展。在具有纤维组织或带状组织的锻坯中，裂纹较易沿纤维方向或带的方向开裂。各主要成形工序中常见的缺陷与对策图片2-16为高速钢锻件沿碳化物带开裂。图片

40、2-17为裂纹沿硫化锰夹杂扩展的情况。图2-16沿碳化物偏析带淬裂（箭头所指）40× 图2-17裂纹沿硫化锰夹杂扩展 500×（3）宏观裂纹的扩展     上面所论述的是微观裂纹的扩展途径，而锻件上宏观裂纹的实际走向是由受力情况和材料的组织情况二者决定的。而且，总的趋势（方向）是由受力情况决定的。例如当二相呈细小均匀分布时，宏观裂纹的扩展方向往往与正应力的垂直方向或切应力的方向一致（图片8-316和图片8-355）。当夹杂物集中在金属的某些地区并呈条带状分布时，条带方向便是裂纹扩展阻力最小的方向。例如在镦粗变形时常常可以观察到与主拉应

41、力的垂直方向及最大剪应力方向不完全一致的情况。图2-18 合格的a）和锻裂的b）锻坯图 图2-19MB5合金锻件上的裂纹（箭头所指）    （三）锻造裂纹的鉴别与防止产生裂纹的主要对策     1.锻造裂纹的鉴别     鉴别裂纹形成的原因，应首先了解工艺过程，以便找出裂纹形成的客观条件，其次应当观察裂纹本身的状态，然后再进行必要的有针对性的显微组织分析，微区成分分析。举例如下：对于产生龟裂的锻件，粗略分析可能是：由于过烧；由于易溶金属渗入基体金属（如铜渗人钢中）；应力腐蚀裂

42、纹；锻件表面严重脱碳。这可以从工艺过程调查和组织分析中进一步判别。例如在加热钢以后加热钢料或两者混合加热或钢中含铜量过高时，则有可能是铜脆。从显微组织上看，铜脆开裂在晶界，除了能找到裂纹外，还能找到亮的铜网，而在单纯过烧的晶界只能找到氧化物。应力腐蚀开裂是在酸洗后出现，在高倍观察时，裂纹的扩展呈树枝状形态。锻件严重脱碳时，在试片上可以观察到一层较厚的脱碳层。     裂纹与折叠的鉴别，不仅可以从受力及变形的条件考察，亦可以低倍和高倍组织来区分。一般裂纹与流线成一定交角，而折叠附近的流线与折叠方向平行，而且对于中、高碳钢来说，折叠表面有氧化脱碳现象。折叠的

43、尾部一般呈圆角，而裂纹通常是尖的。     具有裂纹的锻件经加热后，裂纹附近有严重的氧化脱碳，冷却裂纹则无此现象。     由缩管残余引起的裂纹通常是粗大而不规则的。     由冷校正及冷切边引起的裂纹，在裂纹的周围有滑移带等冷变形痕迹。    2.防止裂纹产生的对策    （1）提高静水压力的数值    由前面分析可以看出，裂纹的产生与受力情况和材料的塑性

44、有关，塑性是材料的一种状态，它不仅取决于变形物体的组织结构，而且还取决于变形的外部条件（包括应力状态、变形温度和变形速度）。应力状态的影响在有些文献中用静水压力来衡量，当温度和应变速度一定时，由拉应力引起开裂的条件为ca-bp+c    由切应力引起开裂的条件为CA-Bp+ C式中    P静水压力，即三个主应力的平均值，拉为正，压为负；                等效应变

45、，代表加工硬化； a、b、c、A、B、C系数。       三向等压应力不仅不会使裂纹扩展，既使变形中存在微小的未被氧化的裂纹，在高的三向压应力作用下，也是可以锻合的。对于低塑性材料采用反推力挤压及带套激粗都是用增加静水压力的数值来防止开裂。挤压和拔长时减少附加拉应力，是防止开裂的非常有效措施（例如静液挤压）。    （2）严格控制变形温度    变形温度对材料的塑性有重要影响，温度低，冷变形硬化严重，塑性下降；温度过高，易过热、过烧。镁合金等密排六方晶格的金属材料在常温下仅有一组滑移

46、面（即基面），温度超过200以后才增加新的滑移面，因此，应当保证在变形过程中，能够充分地进行再结晶，并尽可能在单相的状态下变形。“    （3）采用合适的应变速度        应变速度对于低塑性材料有很大的影响，应根据具体材料选用合适的锻造设备。例如，某厂MB5镁合金在锤上热锻易裂，而在水压机上用同样温度锻压则不产生锻裂。其原因是镁合金再结晶过程进行缓慢，高速下变形易开裂。文献1仲介绍MA3（相当于MB5）合金在压力机上变形时再结晶温度为350，而在冲击载荷下需在600变形才能获得完全的再结晶组织。&#

47、160;       （4）必要时需进行中间退火    冷变形程度过大时往往易引起开裂，需要中间退火，以消除硬化和变形所引起的部分缺陷。 （5）采用热压变形    热变形时通常由于再结晶过程能顺利进行等原因，使变形引起的缺陷部分地得到消除，因而使塑性有所提高。    （6）改善坯料的组织    为提高材料的塑性，从组织上应避免晶界上出现低熔点物质和脆性化合物。    （7）采用高温均匀化 

48、;   高温均匀化可以改善组织不均匀性， 提高材料的塑性。第章 白  点     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3-1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3-2）。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。 图3-1 34CrNi3Mo钢叶轮锻件纵断面上的白点 图3-2 横向低倍上的白点    

49、; （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。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3-1是白点对铬、镍、钼结构钢钢坯力学性能的影响；表3-2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，

50、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。表3-1  白点对铬镍钼钢力学性能的影响 钢的化学成分（质量分数）（%）试样的白点 情 况试样方向力&

51、#160; 学  性  能b/MPas/MPa（%）K/（J/m2）C=0.33  Mn=0.30Si=0.20  Cr1.79Ni=1.87  Mo=0.30S=0.008  P=0.012无白点有白点纵向纵向74569421620655.455.60.960.82无白点有白点横向横向7124461617631.119.30.700.40C=0.32  Mn=0.31Si=0.13  Cr2.06Ni=1.68  Mo=0.21S=0.013 P=0.018无白点有白点纵向纵向7165482261405

52、6.039.21.020.76无白点有白点横向横向7003471838051.37.40.860.43     表3-2 白点对22CrMnMo钢力学性能的影响 试样编号取样方向力  学  性  能b/MPa（%）（%）0203纵向纵向74170516.013.045.232.80607横向横向5064531.60.85.7       （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

53、：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

54、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 14.5cm3100g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7.84cm3100g的氢时，淬火状态的伸长率和断面收缩率均降至 0。20钢含170cm3100g 的氢时，退火状态的伸长率降为 0.2，断面收缩率为0；含12.76 cm3100g的氢时，淬火状态的伸长率和断面收缩率均降至0；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3-3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

55、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经起的附

56、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，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

57、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。 图3-3  氢在铁中溶解和温度的关系    （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2cm3100g以下，则必须在锻后采

58、用合理的除氢冷却规范，决不允许锻后直接空冷到室温。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

59、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3-4为氢的扩散速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

60、高效率。图3-4  氢的扩散速度与温度的曲线 图3-5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

61、，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量向表面扩散。 图3-5   34CrNiMo转子等锻件冷却曲线     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20

62、50，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。第章 流线不顺、涡流和穿流     （一）概述    金属中的杂质、化合物、偏析、晶界等在低倍试片上沿主伸长变形方向呈纤维状分布的组织称为金属纤维组织或流线。    流线不按锻件几何外形分布的现象称为流线不顺（图片4-1、4-2）。流线弯曲呈回流状者称为涡流（图片4-3），其严重者呈旋涡状。穿流的特征是流线穿透肋条（或凸台）的根部（图片4-4）。涡流与穿流的区别是前者仅发生弯曲而已，后者则已穿透肋条，使流线的连续遭到破坏。涡流和穿流通常发生在具有L形、U形和H形断面的模锻件上，其形成原因与折叠相似，即由两股金属或一股金属带着另一般金属汇流而形成的。穿流与折叠的区别是前者流线间金属为连续的整体，后者金属的连续性已遭破坏。铝合金模锻时在涡流和穿流区通常有粗晶发生。图4-2模锻件表面存