【正文】 變形程度于是，在正火加熱溫度稍高于相交點時將促使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化。在合金結構鋼中，原始組織為馬氏體時，緩慢加熱（1～50℃／min）和極快速加熱（＞100～500℃／s）時都易出現(xiàn)晶粒遺傳。 緩慢加熱時，由于過熱度小，相變驅(qū)動力小，球狀奧氏體不易形成，只能形成針狀奧氏體，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間延長，針狀奧氏體合并成粗大晶粒，即出現(xiàn)晶粒遺傳。這是由于：①貝氏體的形成溫度高于馬氏體，它的位元錯密度和儲藏能比馬氏體低。 （5）化學成分（4）原始組織因此，鍛件中晶粒遺傳的情況是經(jīng)常出現(xiàn)的。 經(jīng)66％的變形后晶粒明顯細化。 （1）過熱程度從一個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系（見圖511和圖片512）。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）。 因此相對的中等冷卻速度最易形成穩(wěn)定過熱。除合金結構鋼出現(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。這樣的過熱組織也愈穩(wěn)定，晶界弱化也愈嚴重。因此，這些第二相的分布、大小、形態(tài)和數(shù)量不會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）。 在鋼中引起穩(wěn)定過熱的機理有兩種：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。對鋁合金的過熱現(xiàn)在沒有明確的判定標準。 應在不變向反復鐓拔后再沿纖維的橫向拔長，最后再鐓粗和鍛成鍛件。 能溫度/℃應力/MPa時間/hMPaσb/MPaδ（%）ψ（%）αK/（MJ/m2）HBS（d10/300）對用方坯加工的葉片要求700420≥60≥570≥810≥10≥13≥～輥鍛工藝70042073（未斷）697108228壓力機上鍛件的和胎模鍛造的軸承套圈，比平鍛機上鍛造的流線分布好，而用無縫鋼管輾壓出溝道的更好，（圖片416～20）。 GH33葉片性能持圖410分模面位置對流線分布的影響（1）對要求流線和外形一致的零件但是，這樣做在鍛壓工藝上要帶來一些困難，生產(chǎn)率和成本也要受到一定影響。長軸類鍛件的熱鍛模，從防止模具的破裂出發(fā)，纖維方向應當與鍛件軸線垂直（圖49）；當鍛模損壞的主要方式是磨損時，纖維方向應與鍛件軸線平行。因此用冷滾方法加工搓絲板時，其纖維方向應與刃槽垂直，以保證流線完全與齒形一致。 纖維方向?qū)r12型鋼冷變形模具的強度和恢用壽命影響很大。某廠對由 30CrMnSiNiA鋼制造的承受拉力的重要結合螺栓規(guī)定：纖維方向應符合螺栓外形，切削加工時螺栓頭部與桿部連接端面的機械加工余量不能超過2mm，以免切斷螺栓頭部纖維。（三）而線分布的原則和實例8鍛件在鍛壓過程中所產(chǎn)生的流線不順、渦流和穿流（特別是當存在晶粒結構不均勻時），對塑性、疲勞和抗腐蝕性能影響很大，但對強度影響較小。纖維露頭的地方抗腐蝕性能下降的原因是：圖片46所示的連桿鍛件，因酸洗過度，在兩端和沿分模面流線露頭的地方已腐蝕成蜂窩狀。而纖維露頭的地方在微觀上是一個缺陷，容易成為應力集中處，在重復和交變載荷作用下常易成為疲勞源。例如，在試驗一批軸承時， 鋼球有87%、套圈有91%是在流線露頭的地方破壞的。 ）橫向（90176。）橫向（90176。渦流和穿流通常發(fā)生在具有L形、U形和H形斷面的模鍛件上，其形成原因與折疊相似，即由兩股金屬或一股金屬帶著另一般金屬匯流而形成的。對其他鍛件，冷卻曲線應根據(jù)鋼種和尺寸具體確定。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散，亦即使氫含量沿截面較均勻地分布；這時由于重結晶的作用使鍛件的晶粒細化，為最終熱處理創(chuàng)造較好的條件；③再次緩冷到Ms點以上，氫從表面擴散出去，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散。在600～620℃長時間保溫，進行等溫退火時，鋼的塑性較好，同時溫度應力、相變應力較小，較安全，但時間要很長。因此對鍛造來講，關鍵問題是制定合理的鍛后冷卻規(guī)范。因此，檢查白點應在冷卻后再隔一段時間進行。萊氏體鋼冷卻時雖有較大的組織應力，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雜的碳化物阻礙了氫的析出等原因，也不產(chǎn)生白點。因此，鋼氫脆失去了塑性，在組織應力及氫析出所造成的內(nèi)應力的共同作用下，使鋼發(fā)生了脆性破裂，這就形成了白點。例如25Cr2Ni2Mo鋼含 ／100g的氫時，于900℃正火，600℃％，斷面收縮率降至0；／100g的氫時，淬火狀態(tài)的伸長率和斷面收縮率均降至 0。例如，單相的奧氏體和鐵素體類鋼，因沒有相變的組織應力，就極少出現(xiàn)白點。（二）關于白點形成的原因 性 Mn=Si= 白點對鉻鎳鉬鋼力學性能的影響 鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）（%）試樣的白點 情 況試樣方向力在鋼坯的橫向斷口上白點呈細小的裂紋（圖片32）。 （4）必要時需進行中間退火其原因是鎂合金再結晶過程進行緩慢，高速下變形易開裂。 （3）采用合適的應變速度 （2）嚴格控制變形溫度 由冷校正及冷切邊引起的裂紋，在裂紋的周圍有滑移帶等冷變形痕跡。一般裂紋與流線成一定交角，而折疊附近的流線與折疊方向平行，而且對于中、高碳鋼來說，折疊表面有氧化脫碳現(xiàn)象。從顯微組織上看，銅脆開裂在晶界，除了能找到裂紋外，還能找到亮的銅網(wǎng)，而在單純過燒的晶界只能找到氧化物。圖218 合格的a）和鍛裂的b）鍛坯圖 圖219MB5合金鍛件上的裂紋（箭頭所指）因此，熱鍛過程中，在均勻受力的情況下，裂紋主要沿著強度低和塑性差的“弱區(qū)”（晶界和結合力弱的相接口等）擴展。 斷裂過程是沿著能量降低的方向，遵循阻力最小的途徑進行的。又例如MnS和Fe(α)具有不同的熱膨脹系數(shù)，因而MnS與Fe（α）交界處的結合力較弱，裂紋常沿交界處發(fā)生。由于鐵素體的σs小，壓力加工變形時，首先是鐵素體局部變形，當超過極限應變時，便形成微觀裂紋，當鐵素體呈網(wǎng)狀分布于晶界時危害更大。實例6圖片213為 LDll鋁合金活塞模鍛件中裂紋沿脆性的鐵相發(fā)生的情況。鍛造過程中常見的銅脆、紅脆和錫脆等皆是由于在晶界的剪切和遷移中微觀裂紋首先于晶界處的低熔點物質(zhì)本身中發(fā)生而后發(fā)展的。在原材料的冶金和組織缺陷處，如疏松、夾雜物等的尖角處，在外力作用下發(fā)生應力集中；在第二相和基體相交界處，特別是第二相的尖角處容易產(chǎn)生應力集中。（1）微觀裂紋的產(chǎn)生 下面對組織和性能不均的材料，具體分析金屬組織對鍛造裂紋發(fā)生和發(fā)展的影響。這主要產(chǎn)生在變形溫度較低（低于再結晶溫度），或變形程度過大、變形速度過快的情況。圖26 W18Cr4V鋼鍛件一側因鍛后激冷形成的裂紋 圖27 裂紋由表面沿晶界向晶內(nèi)擴展 由以上所述可以看出，工件在冷卻過程中所形成的熱應力及組織應力在不斷變化，其分布方向恰好相反，但從數(shù)量上并不能正好抵消；熱應力早在高溫冷卻初期即產(chǎn)生，而淬火組織應力則在較低的溫度（Ms以下）時才開始出現(xiàn)；冷至室溫后的最終殘余內(nèi)應力，其大小與分布情況取決于熱應力與組織應力在每一瞬時相互疊加作用的結果。隨著冷卻過程的進行，這種趨勢進一步發(fā)展。到了冷卻后期，表層溫度已接近常溫，基本上不再收縮，而心部溫度尚高，仍繼續(xù)收縮，導致了熱應力的反向，即心部由壓應力轉(zhuǎn)為拉應力，而表層則由拉應力轉(zhuǎn)為壓應力?？偟囊?guī)律是每一瞬間進行增加比容的轉(zhuǎn)變區(qū)受壓應力，進行減少比容的轉(zhuǎn)變區(qū)受拉應力。 圖21 拔長時表面縱向裂紋形成過程示意圖圖片22 MB2鎂合金鍛件表面裂紋 圖23我們曾經(jīng)對圖23所示的凹凸兩種試樣進行鐓粗。由于斷面形狀突然變化或試件上有尖銳缺口，將引起應力集中，應力的比值σ/τ有很大變化，例如帶缺口試件拉伸σ/τ=4，這時多發(fā)生正斷。第２章 裂紋斜軋和橫軋時，如果亂牙也將產(chǎn)生這類折疊。故一般取R預=+3。（四）部分金屬局部變形，被壓入另一部分金屬內(nèi) 齒輪鍛件折疊形成過程示意圖 圖322 齒輪鍛坯尺寸關系圖圖320 滾擠時折疊形成過程示意圖當 lB/d ＞3時，需要在模具內(nèi)頂鐓。例如細長（或扁?。┡髁系溺叴郑▔嚎s）和lB/d ＞3的頂鐓（圖317～19）。但是某些反擠成形類的鍛件，如果分模面設置不當，也還會產(chǎn)生這種類型折疊（見圖片317右側），嚴重時會產(chǎn)生穿筋，使A處與鍛件本體分離。 帶孔鍛件在錘上模鍛時，預鍛時用斜底連皮，終鍛時用帶倉部的連皮，使終鍛過程中內(nèi)孔部分的多余金屬不是流向飛邊，在鍛件內(nèi)部形成折疊，而是流向沖孔連皮。 工字形斷面鍛件和齒輪鍛件常產(chǎn)生的 圖315 工字形斷面鍛件折疊折疊部位示意圖a）工字形斷面鍛件b）齒輪鍛件 形成過程示意圖圖片316是不同l/t值時金屬的流動尾部：l/t較小（圖片316a）時，主要是腹板中間部分的金屬流動；l/t較大（圖片316b）時，靠近接觸面ab附近的金屬開始有流動；l/t再大（圖片316c）時，靠近接觸面ab附近的金屬有較大流動，這與矮坯料的鐓粗情況一樣，由于沿高度方向各處的變形條件相近，于是中間部分金屬變形時便拉著與工具接觸的表層金屬向外滑動。最簡單的例子是拔長坯料端部時，如果送進量很小，表層金屬變形大，形成端部仙凹（圖311），嚴重時則可能發(fā)展成折疊（實例45）。 ①模鍛前坯料拐角處應有較大的圓角。這種折疊有時深入到鍛件內(nèi)部，有時只分布在飛邊區(qū)。 模鍛時坯料尺寸不合適，操作時安放不當，打擊（加壓）速度過快，模具圓角、斜度不合適，或某處金屬充填阻力無窮大等都常常會出現(xiàn)這種情況。圖11實例的邊桿疲勞破斷就是從折疊處開始的。 折疊尾端呈小圓角 1）模鍛過程中由于上金屬充填較慢，在相鄰部分均已基本充滿時，此處仍缺少大量金屬，形成空腔，于是相鄰部分的金屬便往此處匯流。折疊起始于坯料拐角的邊部，但起始點的位置在模鍛變形過程中是變動的，可能向模膛內(nèi)部移動，也可能向飛邊方向移動，這取決于坯料D處（圖中虛線范圍）金屬量的多少，如果D部分金屬量較多，模鍛時有多余金屬往外排出，折疊起始點向飛邊方向移動。 3）由于變形不均勻，兩股（或多股）金屬對流匯合而成折疊。 圖311 拔長時內(nèi)凹形成示意圖 圖312環(huán)形鍛件和齒輪鍛件折疊形成的原因和防止對策與工字形鍛件類似。單面帶筋的件也常產(chǎn)生這類折疊（圖316a），但是如果將分模的位置改變一下（圖316b），由壓入形成改為反擠形成，一般就可以避免了。圖317 鐓粗時折疊形成過程示意圖（三）由于變形金屬發(fā)生彎曲、回流而形成例如，氣閥lB/d ≥13，頂鐓時一般需5～6個工步。 a）模具　應力狀態(tài)、變形溫度和變形速度是裂紋產(chǎn)生和擴展的外部條件；金屬的組織結構是裂紋產(chǎn)生和擴展的內(nèi)部依據(jù)。　彎曲件在校正工序中（見圖21）由于一側受拉應力常易引起開裂。低塑性材料鐓粗時常易產(chǎn)生近45176。其主要原因是由于沿表層分布的力除沿軸向?qū)烧叨加袎簯ν?，對于凹形試件還有徑向應力分量（壓應力）產(chǎn)生，而對于凸試件則由于存在徑向壓應力而產(chǎn)生切向拉應力，前者對表層縱向開裂起阻止作用，后者對表層縱向開裂起促進作用。結合幾個典型工序介紹如下：一般材料鐓粗時側表面產(chǎn)生縱向裂紋，是由于表面受切向拉應力作用的結果，而這種切向拉應力是由于鐓粗時變形不均勻引起的附加應力。沖孔時，沖頭下面的A區(qū)金屬（見第四章圖431）向外流動時，使B區(qū)金屬沿切向受附加拉應力作用，常引起表面縱向裂紋（見圖430）。這種應力狀態(tài)一直保持下來構成殘余應力。 加熱過程中由于相變不同時進行也有組織應力發(fā)生，但這時由于溫度較高，材料塑性較好，其危險程度遠較冷錠快速加熱時為小。圖28 裂紋處的顯微組織 250 這是因為鍛造變形通常是在金屬的等強溫度以上進行的。 鍛造過程中金屬組織狀況對微觀裂紋的產(chǎn)生主要有下列三種情況。第二相及夾雜物本身強度低，塑性差，受外力或微量變形時即產(chǎn)生開裂。它們是通過對性能和斷裂機制的影響來影響裂紋擴展阻力的。在保證一定強度的前提下提高塑性，對提高韌性和裂紋擴展的阻力具有重要的影響。圖片212和圖片211為裂紋沿晶界擴展；圖片215為沿相界擴展。 上面所論述的是微觀裂紋的擴展途徑，而鍛件上宏觀裂紋的實際走向是由受力情況和材料的組織情況二者決定的。 由縮管殘余引起的裂紋通常是粗大而不規(guī)則的。對于低塑性材料采用反推力擠壓及帶套激粗都是用增加靜水壓力的數(shù)值來防止開裂。 變形溫度對材料的塑性有重要影響，溫度低，冷變形硬化嚴重，塑性下降；溫度過高，易過熱、過燒。 冷變形程度過大時往往易引起開裂，需要中間退火，以消除硬化和變形所引起的部分缺陷。 （6）改善坯料的組織白點是鍛件在冷卻過程中產(chǎn)生的一種內(nèi)部缺陷。 圖31 34CrNi3Mo鋼葉輪