钢净化压实淬透

钢净化压实淬透第1页，课件共53页，创作于2023年2月

井口锻件钢净化、压实、淬透和低温冲击

2014.11.18（兼谈4130、410钢的热加工）第2页，课件共53页，创作于2023年2月一、API6A井口装置和采油树设备规范有关参数最高额定工作压力138MPa额定温度（℃）材料选择大多数订货低温冲击要求超规范第3页，课件共53页，创作于2023年2月二、经常碰到的材料质量问题

——4130、410等等CrMo钢、半马氏体钢的低温冲击不达标；

——工艺重复性差，性能不均匀、有时冲击值大跳跃；

——淬裂；

——探伤不合格；

——锻件表面质量差、缺少加工余量。第4页，课件共53页，创作于2023年2月

三、分析成分未得到针对性优化；钢坯存在原始冶金缺陷；晶粒大或不均匀；未压实锻透；未冲去心部夹杂；终锻温度过高；锻裂、折叠；锻造附具不匹配；未淬透、热处理组织不均或出现大量块状铁素体甚至魏氏组织（或δ铁素体、网状组织过多）、以及各种导致淬裂的其它因素；利用率过高。操作不严谨。第5页，课件共53页，创作于2023年2月1，成分通析C、Mo偏析或T/2处的“A”偏析影响所有性能.4130的淬深有限，厚200以上环形大件T/4的深50mm处很难达到≥80%贝氏体，并确保-29℃的KV2≥27J。S、P量及Sb、As、Sn高，P+Cu或P+Sn高致脆。有严苛低温冲击考核的CrMo钢应要求P≤0.006、S≤0.003、As和Sn各≤0.010、Sb≤0.003。欧标都要求Al终脱氧钢的全铝在0.015~0.035%。410也可加Al。4130C（0.30）靠中限，Cr（0.95/1.10）、Mn（0.50/0.60）、Mo(0.20/0.30)、Ni(0.40/0.50)均靠中上限为好。410的C中上限，Cr中下限。Ni最大可加到0.6，Ni达到1.5后能有效能抑制铁素体产生。Mo是铁素体形成元素，超2%后快速促进δ铁素体析出，但它的抗回火脆性、热稳定性很好，取中限为好。Ti、V、Nb慎处。Si控低限（Si、P易结合致脆).Mn控中上限。CrMo钢气体含量要低，防止氧化物、氮化物化合物过多而影响低温冲击，要认真复查气体含量。410可增氮，但锻造时易裂。充分利用API6A中成分允差。API6A产品规范级别PSL2~4

成分偏差率低合金钢不锈钢C0.080.08Mn0.400.40Si0.300.35Ni0.501.00Cr0.50—Mo0.200.20V0.100.10第6页，课件共53页，创作于2023年2月2，工序对策（1）炼钢成分优化要结合攻关主要目标和以后的热工艺开展，注意积累归纳本司数据确定。纯净性。大幅减少夹杂很重要。纯净钢能改善常规力学性能与抗腐蚀等性能，尤其使低温冲击值和持久性能大幅提高。因连铸坯的固有缺陷应慎用。均匀性。尤其是C、Mo偏析。致密性。

——

偏析小、缩孔小、沉积锥小是提高锻件利用率的基础。第7页，课件共53页，创作于2023年2月

达到“三性”的主要手段：——精炼、冶炼和浇铸真空化（或采用ESR锭）——原、敷料要好（生铁、废钢、矿石、合金、脱气剂、脱硫剂等等）——注意清洁度和干燥度——溶化时多次造渣、抓好除磷，氧化和还原时抓好除硫，精炼时抓好除气（喷钙使夹杂改质）——浇注前抓好耐材质量和浇注系统装配、清洁、预热到位，浇注时抓好注温、注速和氩保护系统完善——及时脱模、热送或退火、精整——纯净钢易粗晶，锻造和热处理时应考虑到这点。第8页，课件共53页，创作于2023年2月钢锭结构及缺陷“T”肩激冷细晶层柱状晶区倾斜树枝晶区粗大等轴晶区沉积锥（负偏析区）缩孔和碳等元素的严重正偏析区V形偏析和严重疏松区A形偏析区或称倒“V”偏析区碳含量的零偏析点，约30％～40％锭身高度处第9页，课件共53页，创作于2023年2月电渣重熔LF炉加热LF炉真空

最主要最常用的手段——精炼和电渣重熔第10页，课件共53页，创作于2023年2月炼钢时的场景

电炉出钢炉外精炼真空浇注第11页，课件共53页，创作于2023年2月120t三工位精炼炉照片中外面是真空工位，真空盖悬着，里面是加热喂料工位，正在开盖，准备将座包在轨道上移动到真空工位脱气。座包底始终通氩搅拌。第12页，课件共53页，创作于2023年2月（2）锻造把追求成形改成追求“提质”。细晶密实、控制夹杂和均质同化是重点改进工艺，对自由端、死区进行局部变形控制变形（类似控轧），加热-锻造参数匹配，降低终锻温度，做好锻后处理提高利用率应在保证通过验收前提下实施第13页，课件共53页，创作于2023年2月晶粒约3-5级晶粒度约0-2级晶粒度▲促使奥氏体晶粒长大的因素，主要是加热温度。▲一般含碳量增加，晶粒长大，晶粒长大倾向性增大。▲凡是能形成稳定碳化物的元素如W、Ti、V、Mo、Nb等，都能够抑制奥氏体晶粒的长大，而锰和磷会促使奥氏体晶粒的长大，所以锰钢加热时特别要注意防止晶粒的长大。Al含量很重要，形成AlN起到阻止晶粒长大作用。AlN和Al2O3在950℃后逐渐融入晶内，失去机械阻碍物作用，晶粒开始长大。▲当变形温度高于再结晶温度100℃以上、总变形量≤35%时，锻前加热和中途回炉加热的温度尽量低、保温时间的晶粒严重长大。▲对高合金钢来说锻造速率低些，使动态再结晶完善，晶粒细小、均匀第14页，课件共53页，创作于2023年2月

晶粒大小对CrMo钢强度的影响晶粒大小对CrMo钢脆性转变温度的影响晶粒度▲细晶、细碳化物组织比细晶、粗碳化物组织和粗晶、粗碳化物组织韧脆转变温度低,▲晶粒尺寸对韧脆转变温度和断裂韧度值的影响要比碳化物尺寸显著得多。晶粒细化还有助于上B（粒贝）韧性提高▲晶粒越细，不同取向晶粒晶界总长度越长、位错移动阻力越大，韧性提高。第15页，课件共53页，创作于2023年2月

终锻温度对晶粒度的影响第16页，课件共53页，创作于2023年2月相变中细化晶粒的方法1，加改质元素（Nb、Al、V…），使钢锭原始组织大大改善，形成抑制晶粒长大的“桩”；或反复正火，减小初始晶粒，增加形核数；图（1）2，加大变形量（恒温变形、增宽变形区间、工艺优化…），打碎枝晶，改善枝间偏析，既增加形核数又提高转变驱动力。图（2、3）3，热处理时加大冷速；变形时降低终止温度（850~750℃二相区锻造、750~550℃控轧，形变热处理TMCP…）增大转变驱动力。图（4）4，通过变形和热处理使较粗大夹杂物破碎，把第二相弥散分布，增加形核数。图（3）第2点最重要，是动态再结晶细化的关键（不锈钢及超纯净电渣钢尤是）。第3点也很重要，位错层更细密，使以后的晶粒更细。第17页，课件共53页，创作于2023年2月锻造中防止和消除晶粒遗传的对策1)避免锻前加热温度过高，尤其对高淬透性钢和马氏体不锈钢，更应严格控温；2)避免锻件上存在小变形或临界变形的区域，应使各部位均有足够的变形量；3)锻后热处理应尽可能获得铁素体一珠光体组织（如正火），将原始晶粒内的位向打乱，这是消除晶粒遗传的最有效的办法。；4)对奥氏体稳定性高(尤其含有Ti、V、Nb等元素)的合金钢和截面尺寸大的重要锻件，可采用高温正火(退火)或反复高温正火(退火)的方法。因为在α→β的转变过程中比容发生变化，晶粒间产生相变内应力，使晶粒变形，产生了畸变能，在高温奥氏体区发生奥氏体再结晶，由于重新形核和长大，破坏了原来的空间取向，从而可使奥氏体晶粒细化；5)应尽量提高650～800℃区间的加热速度，切勿在Acl温度附近保温或缓慢加热。大锻件在600℃左右保温后，应以最大速度加热到奥氏体再结晶温度，以减小晶粒遗传。第18页，课件共53页，创作于2023年2月钢锭疏松区域日本曾对195t、26Cr2Ni4MoV转子钢锭进行解剖试验，结果发现了如上图所示的1-11mm的中心疏松区，其最大疏松尺寸为11mm应变性应力型压实类型示意图疏松区和压实路线第19页，课件共53页，创作于2023年2月电渣锭镦粗的压实效果示意第20页，课件共53页，创作于2023年2月拔长压实的主要方法FM法双V法三角锭法WHF法FMLSUF(走扁方)TER还有JTS降温锻造、控锻成形等等第21页，课件共53页，创作于2023年2月最常用的WHF法操作注意砧宽/坯高为0.6左右，翻转90°拔方，进砧量不要过满，要有搭接量压下时压力不要中断，要尽可能连续施压，每道压下量为坯料高度的20％锻件端面的一砧要满砧强压下，使端面凸出不断清除砧面上的氧化皮压“谷”避“峰”（见右图）W/ho为0.5时压三砧的内部应变分布

不变形区粘滞、小变形区第22页，课件共53页，创作于2023年2月

锻造时注意切头尾和冲孔●钢锭底部沉积锥区域的杂质应得到充分切除●用相当于坯料直径1/3的大小的空心冲子、从钢锭底部端朝冒口端方向冲孔，把未切去的沉积锥（尤其是上部分）反挤入芯块●不要把大量冒口料锻进本体●镦、拔、芯棒扩孔或拔长的锻造比尽量接近（或把最大锻比放在主应力方向）第23页，课件共53页，创作于2023年2月

影响δ铁素体、网状组织过多的因素：

1，锻后冷却速度过快和过慢都会导致魏氏组织或铁素体块状组织、碳化物网状组织的形成。

2，加热温度过高、粗大奥氏体晶粒将促进此类组织形成。

3，碳含量为0.10%~0.4%时较易形成魏氏铁素体。

4，终锻温度过高，停锻之后，锻件内部晶粒会继续长大，形成粗晶组织。例如亚共析钢的终锻温度若比A3高出太多，锻后奥氏体晶粒将再次粗化。在一定范围的冷却速度下，块状和网状组织容易在粗大晶粒的奥氏体中产生。终锻温度过高还使CrMo钢淬火温度大大提高。

5，形状复杂、壁厚大；合金组元复杂。第24页，课件共53页，创作于2023年2月

用较低温度下的变形来改善铁素体形态形变诱导铁素体一般呈等轴状的形貌,形核地点一般在奥氏体晶界.随着变形温度的降低和变形量的增大,形核地点向奥氏体晶内扩展,且形变诱导铁素体的转变量也增加,但转变量不会超过该温度下的平衡量。先共析铁素体的形态受变形温度和冷却速度的影响,随着冷却速度增加,铁素体形态由等轴状向针状和魏氏组织形态转变;变形温度降低,有利于得到等轴状的铁素体.变形对块网铁素体的形成有抑制作用,使形成该组织的临界冷却速度增大.随着变形温度的降低和变形量的增大,变形后冷却过程倾向于得到等轴状的铁素体加珠光体的组织。降低变形温度和增大变形量同样有利于细化铁素体晶粒,但容易造成组织不均匀，另外要防裂。第25页，课件共53页，创作于2023年2月

（3）热处理工艺参数制定时充分考虑到韧性要求，强化固溶、深度冷却（水淬液冷）。高度重视回火。装炉时垫高、工件有间隔，垫铁高于火口中心≥150mm。循环水温（最后一件时）≤35℃（理想水温＜25℃），充分搅拌，破坏汽膜。开炉门起在60~90sec内入水。最后一件多保温不超过1h。设计合理的热处理件加工形状。适用的工装。防止过热裂纹。及时开展失效分析。第26页，课件共53页，创作于2023年2月30CrMo连续转变图（CCT图）4130第27页，课件共53页，创作于2023年2月英国第28页，课件共53页，创作于2023年2月淬火温度对性能的影响回火温度对性能的影响￠30mm试坯870℃630℃第29页，课件共53页，创作于2023年2月案例太重

厚170~330，重20t轴套，870℃×7h（WC）、630℃×14h（WC）调整Cr、Mo含量前后比较第30页，课件共53页，创作于2023年2月空冷油冷水冷不同直径在不同介质中的冷速第31页，课件共53页，创作于2023年2月冷速（通常用700℃时冷却速度来评价淬透性）

lgV水=7.90-1.86lgD提高冷速可大大减少初析铁素体，并获得绝大部分B。JSW上重第32页，课件共53页，创作于2023年2月第33页，课件共53页，创作于2023年2月1Cr13相图Si、Cr、Mo是铁素体形成元素，含量提高使α+γ线的相变点提升，且残余奥氏体分解相对快一些，故取高温淬低温回。

C、Ni扩大γ相、使α+γ线的相变点下降，故淬火温度下降，另使CCT鼻子线右下移，过冷奥氏体稳定，需提高回火温度使其获得分解动力。实例淬火温度回火温度C0.10Cr14Si0.8Ni0.201000~1020℃680~700℃C0.15Cr11.5Si0.3Ni0.60930~950℃750~770℃

第34页，课件共53页，创作于2023年2月CCT图若δ铁素体残留（往往是块状）+后续加工中析出的α相（网状或小的延晶粒状）出现较多时，热处理是无法彻底改善的，只有在预先锻造中充分注意防止其出现。如果出现脆化那只有改锻。一般来说，淬火后得到的马氏体在回火中到550℃以上才开始分解（含Ni高的还要高）。此时延晶析出极细的索氏体，到600℃以上，碳化物逐步凝集，700℃时逐渐转变为碳化物正常间距的索氏体，KV2值上升资料：在多向大锻比（＞9）下才能得到各向同性的稳定的抗低温冲击组织第35页，课件共53页，创作于2023年2月950℃淬火不同回火的近表面试样常温冲击功950℃淬后不同回火温度后2英寸试样在不同实验温度下的冲击功不同碳量在不同淬火温度下铁素体量950℃淬、750℃回后第二次回火后与KV2关系Pt值在21左右KV2高（150J多）

第36页，课件共53页，创作于2023年2月1Cr13的成分设计和工艺重点淬火温度影响回火温度影响回火时间影响GB/T8732要求δ铁素体不超10%。加Ni、N能减少铁素体量，但Ni参考值最多加到0.6，起不了太大作用。但N很难加入且易裂。C量可靠中上，但可上调幅度很小。Creq=Cr+2Si+1.5Mo+1.75Nb目标Nier=30C+0.5Mn+2Ni+25N+40B目标Cr、Si控中下限但加强冷却，Mn控中上限，适量加Al。

大多企业里，加热温度过高是造成δ铁素体大量析出的主因，也是晶粒粗化的主因。晶粒粗化直接导致KV2下降。晶粒度每粗1级，KV2平均跌12J多。

加热温度最好≯1200℃，按变形量调整。控制δ铁素体＜5%。优化成分第37页，课件共53页，创作于2023年2月四，淬火裂纹淬火裂纹是过冷奥氏体在马氏体转变时（低于250C）孕育-发生、在回火时扩展。多数呈无分叉、无氧化、较光滑的线状。往往发生在淬透区或淬透和未淬透过渡区。在淬火过程中，当淬火产生的巨大应力大于材料本身的强度并超过塑性变形极限时，便会导致裂纹产生。淬火裂纹往往是在马氏体转变开始进行后不久产生的，裂纹的分布则没有一定的规律，但一般容易在工件的尖角、截面突变处形成。在显微镜下观察到的淬火开裂，可能是沿晶开裂，也可能是穿晶开裂；有的呈放射状，也有的呈单独线条状或呈网状。因在马氏体转变区的冷却过快而引起的淬火裂纹，往往是穿晶分布，而且裂纹较直，周围没有分枝的小裂纹。因淬火加热温度过高而引起的淬火裂纹，都是沿晶分布，裂纹尾端尖细，并呈现过热特征：结构钢中可观察到粗针状马氏体；工具钢中可观察到共晶或角状碳化物。表面脱碳的高碳钢工件，淬火后容易形成网状裂纹。这是因为，表面脱碳层在淬火冷却时的体积胀比未脱碳的心部小，表面材料受心部膨胀的作用而被拉裂呈网状。如果裂纹在淬火前已经存在，又不与表面相通，这样的内部裂纹虽不会产生氧化脱碳，但裂纹的线条显得柔软，尾端圆秃，也容易与淬火裂纹的线条刚健有力，尾端尖细的特征区别开来。

第38页，课件共53页，创作于2023年2月厚壁件水淬（马/半马）残余应力示意图

冷却初冷却终热应力组织应力第39页，课件共53页，创作于2023年2月模具块类件心部轴向心部切向表面切向表面轴向残余应力实例第40页，课件共53页，创作于2023年2月一，淬火裂纹形成因素1，淬火裂纹和元素有关。影响程度由P、Mo、Cr、V、Mn等依序递减。第41页，课件共53页，创作于2023年2月2，和组织（晶粒度、纯净度和均匀度包括加热均匀度等）、大小（质量效应）、形状（如端角等应力集中处）、均度（如严重的厚薄不均）、表面质量（如刀痕、蚀坑）等有关。同直径冷却比大和久重雄模型第42页，课件共53页，创作于2023年2月3，和马氏体膨胀速度、各区膨胀次序、膨胀量及残奥量有关。这和介质如水淬或油淬或PAG液淬等冷却方式、速度有关，和相变时的热应力、组织应力的分布密切相关。（右图为小件表面的典型倾向）第43页，课件共53页，创作于2023年2月4，淬透性好的材料易发生裂纹（Ms点越低越易出现，Ms点降8℃，发生几率增6倍）5，和淬火温度（或对大锻件来说的淬温和水温的差ΔT）有关。有心淬火的可提高淬温（但要防晶粒粗大，导致粗针状马氏体出现），无心的应降低（小件或心部考核要求不高的件）。水温越高，ΔT越小、热应力越小，对小件来说组织应力叠加后越易发生裂纹。但对大件轴类和形状复杂件包括厚壁圈则不一定。有可能在淬透区和过渡区产生高的轴向或径向拉应力而致裂。第44页，课件共53页，创作于2023年2月锻造加热与热处理加热裂纹如何正确鉴别

锻造裂纹一般在高温时形成，锻造变形时由于裂纹扩大并接触空气，故在100X或500X的显微镜下观察，可见到裂纹内充有氧化皮，且两侧是脱碳的，组织为铁素体，其形态特征是裂纹比较粗壮且一般经多条形式存在，无明细尖端，比较圆纯，无明细的方向性，除以上典型形态外，有时会出现有些锻造裂纹比较细。裂纹周围不是全脱碳而是半脱碳。由于热处理加热温度偏高，保温时间过长或快速加热，均会在加热过程中产生早期开裂。产生沿着较粗大晶粒边界分布的裂纹；裂纹光滑，两侧略有脱碳组织，零件加热速度过快，也会产生早期开裂，这种裂纹两侧无明显脱碳，但裂纹内及其尾部充有氧化皮。有时因高温仪器失灵，温度非常高，致使零件的组织极粗大，其裂纹沿粗大晶粒边界分布。第45页，课件共53页，创作于2023年2月二，常见裂纹通析纵裂⑴纵裂的宏观形态沿细长零件表面启裂，在沿纵向扩展的同时，又以垂直表面的方向向截面内部扩展，形成外宽内尖的楔形裂口。纵裂的扩展总是终止于截面的中心处附近，外观上看纵向单条裂纹和横截面上的楔形裂口，是纵裂的基本宏观形态。⑵纵裂的形成条件淬透是纵裂形成的必要条件。小工件淬透后的应力状态属于组织应力型残余应力，一般情况下组织应力的切向应力显著大于轴向应力。因此形成组织应力型残余应力是纵裂的应力条件。⑶纵裂预防措施①采用较缓慢的冷却介质，如油等。大件也可用水、油双液淬火，但水、油双液淬火对于一些小件无实际使用价值。②工件加热避免过热，出炉后可适当预冷，淬火后及时回火。第46页，课件共53页，创作于2023年2月2弧裂⑴弧裂形成的条件同时具备整体快速冷却时不能淬透、具有弧裂的几何敏感部位的结构形式。⑵几何敏感部位的结构形式有孔洞、凹面和碗面、截面尺寸突变、轴肩凹面等有缓冷效应结构（参考大和久模型）缓冷效应。要么使局部未淬硬产生淬火屈氏体并处在马氏体的包围之中（如偏析点、淬火时的上部汽膜不易破损处）；要么淬硬层被局部明显减薄。在热处理生产中产生的弧裂中，前一种占绝大多数。⑶弧裂的形成扩展方式及典型宏观形态弧裂首先在几何敏感部位的表面上形成，并由此沿曲（弧）面先向截面内部定向扩展，严重时可穿越零件的其余截面，再向零件的外表面延伸，直到在那里呈弧形露出；严重时常使相应部位沿弧裂脱落（或经敲击即可脱落）。开裂面通常为形状各异的曲（弧）面，最典型的是从几个不同的方向观察时都呈弧形，是判定弧裂的重要依据。对存在于几何敏感部位上并可引起应力集中效应的因素（如尖锐拐角），并不诱发或促进弧裂的产生。⑷弧裂的预防措施①实施局部强冷：对于可能引起弧裂的零件，要考虑对几何敏感部位进行局部强冷（高温区间）的可能性和实施方法。②实施局部弱冷：对于可能引起弧裂的零件，要考虑对几何敏感部位进行局部弱冷（高温区间）的可能性和实施方法。如空心件堵孔淬火，让孔内在高温区内冷速更缓，并全部转变成屈氏体组织。③实施低温区缓冷的淬火方法（如水淬油冷）。第47页，课件共53页，创作于2023年2月3大型零件淬火裂纹⑴大型零件淬火残余应力为热应力型淬火介质的冷却能力越强、截面尺寸越大、加热温度越高,淬火残余应力越大。⑵应力作用方式与开裂原因冷却末期，外层金属已冷到低温，内部金属的温度必然高于外层。当其继续降温时，因伴随体积收缩受到外层金属的强力约束，而在中心部位产生三维拉应力，最大拉应力作用在截面的中心处。金属力学性能理论表明，金属在三维拉应力作用下，大大约束了塑性变形能力，使其转变为脆性状态，极易产生低应力脆性断裂；这就是具有珠光体组织的大件心部金属，在热应力型应力作用下形成裂纹的根本原因。⑶断口特征①轴类：常为纵向裂开，当高度为直径的两倍以上时，有横断现象，有的甚至裂成多段。中心往往存在网状组织，降低钢的强度并沿其扩展。当轴向与切向最大拉应力超过零件中心处材料的强度时，首先在该处开裂。随后在淬火应力的作用下，裂纹分别沿纵向和横向由内向外扩展，直到在外表面露出裂纹。但是裂纹也可能终止于内部某处成为内裂。较多时候是在机加工后显现。在长度远大于直径的时候，横断比纵裂更多见，裂纹源通常位于截面中心处，当截面中心附近区域存在冶金缺陷时，裂纹源才可能偏离截面中心处。②圈类：径向裂纹较多。也有近端面环形裂纹。③炸裂的内裂：炸裂发生在冷却末期或甚至出炉以后几天。断裂面平齐，无明显塑性变形发生，呈典型的脆性断口。第48页，课件共53页，创作于2023年2月⑷内部冶金缺陷的作用大件截面中心及其附近，是热应力型应力的最大拉应力存在和作用的位置，这里又是许多冶金缺陷产生或存在的部位。这些缺陷是重要的促裂、诱裂因素，也是大件淬裂的天然裂源和直接原因。由于种种原因的制约与影响，目前我国大型铸锻件的综合冶金质量还很不理想，因而成为影响大件淬裂的最重要的实际因素之一。⑸大件淬裂的预防措施①利用热处理基本应力的交互作用和双重作用特征，设计或改进大件的淬火工艺（尽量避免截面突变等）；②防止奥氏体化的局部过热，利用预冷降温的方法（减小ΔT）；③淬火冷却时快淬缓冷（如水淬液冷）；④及时回火注意回火冷却方法（减小残余应力）。第49页，课件共53页，创作于2023年2月4边廓裂纹⑴边廓裂纹的形成条件①产生在尖棱角或外轮廓的附近；②快速淬火冷却条件下；上述两项决定了裂纹形成处的组织应力值极大（组织转变快，截面温差小）。并且裂纹形成于淬火初期，此后随着冷却时间的延长，裂纹迅速扩展。在制定热处理工艺时必须要了解边廓裂纹的这个特点。⑵边廓裂纹的宏观特征在轮廓或边棱的附近，并与之基本平行的单条或多条毛细裂纹；外宽内尖与零件外表面基本垂直且裂纹较浅。⑶加热温度及应力集中因素的影响①边廓裂纹在较低的淬火温度下就能产生（不是回火阶段，裂纹常有氧化），如过热条件下会更严重扩展。②一般应力集中因素不产生影响，但表面机加工刀痕例外。在具有圆形轮廓的淬火零件上，边棱附近产生的边廓裂纹，几乎都是沿着圆形的机加工刀痕形成和扩展的。这是因为边棱附近的加工刀痕，恰好处在这类裂纹赖以形成的表面局部合成拉应力场的作用范围内。⑷边廓裂纹的预防措施①选用较缓和的淬火冷却介质；②淬火冷却介质的温度不可低于15℃，当低于5℃裂纹易出现；第50页，课件共53页，创作于2023年2月5脱裂在某些回转体零件（如车轮、齿轮等）和圆柱体零件（如轴、销类）淬火时，有时在轮缘、齿圈和轴肩等部位乃至全部脱（崩）落的淬裂现象，就是脱裂。⑴脱裂的形成规律①脱裂的产生的条件：热处理条件：表面加热淬火回转体零件和圆柱体零件，也