【正文】 屬匯合一起而形成的。 按照上述特征可以大致地區(qū)分裂紋和折疊。 在零件上，折疊是一種內(nèi)患，它不僅減小了零件的承載面積，而且工作時此處產(chǎn)生應力集中，常常成為疲勞源。但也有個別例外，例如，熱軋齒輪時用石墨作潤滑劑，由于石墨被帶入折疊內(nèi)并經(jīng)高溫擴散，在折疊兩側(cè)出現(xiàn)增碳現(xiàn)象。以下具體分析各種原因：（一）由兩股（或多股）金屬對流匯合而形成這種折疊大致有以下幾種：圖19帶枝叉的鍛件折疊形成示意圖 圖110彎軸件折疊形成示意圖以圖19的情況為例，模鍛時A和B（或A和C）兩部分的金屬往外流動，已氧化過的表層金屬對流匯合形成折疊。對腹板較薄的鍛件為防止產(chǎn)生折疊，可預先壓出一個“突起”（圖313c），然后進行終鍛（圖313d）圖313 帶筋的腹板類鍛件模鍛時折疊產(chǎn)生和防止辦法的示意圖（二）一股金屬急速大量的流動，將鄰近的表層金屬帶著流動而形成的工字形斷面的鍛件、某些環(huán)形鍛件和齒輪鍛件，常易產(chǎn)生這類缺陷（圖314）。采取的對策是，減小每次的壓下量和適當增加滾擠模膛的橫斷面積和寬度。帶筋的腹板類鍛件有時也產(chǎn)生這類折疊。另外，預鍛模圓角過大，而終鍛模相應處圓角過小，終鍛時也會在圓角處啃下一塊金屬并壓入鍛件內(nèi)形成折疊（圖324）。同時，按照這些道理，也可以解決鍛件中流線的合理分布。方向開裂。例如，拉伸試棒在縮頸形成前各處可以視為受均勻的單向拉應力，一旦形成縮頸后，縮頸表面就受三向拉應力；鐓粗時也有類似的情況，只是應力的符號相反。圖24棒料擠壓時的附加應力分布情況 當組織轉(zhuǎn)變不同時發(fā)生時，則易產(chǎn)生組織應力。當工件表層冷卻至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度時產(chǎn)生體積膨脹，但由于心部仍然處于奧氏體狀態(tài)，對表層的體積膨脹起牽制作用，因此表層這時受壓應力。奧氏體（如 1Cr18Ni9Ti、50Mn18Cr4WN）的任何大斷面鍛件都可以直接空冷而不需緩冷，甚至水淬時也不產(chǎn)生裂紋。 當晶界剪切和滑移時，上述物質(zhì)有不同程度的破碎，當晶界物質(zhì)的破碎得不到及時修復時，微觀裂紋便在此處發(fā)生和發(fā)展。例如奧氏體不銹鋼中存在鐵素體相時，兩相具有不同的變形抗力，由于熱鍛時兩者的變形程度不同產(chǎn)生了附加應力，常常在奧氏體與鐵素體的交界處產(chǎn)生微觀裂紋而后擴展（圖片215）。 圖216沿碳化物偏析帶淬裂（箭頭所指）40 圖217裂紋沿硫化錳夾雜擴展 500（3）宏觀裂紋的擴展 裂紋與折疊的鑒別，不僅可以從受力及變形的條件考察，亦可以低倍和高倍組織來區(qū)分。例如，某廠MB5鎂合金在錘上熱鍛易裂，而在水壓機上用同樣溫度鍛壓則不產(chǎn)生鍛裂。 熱變形時通常由于再結(jié)晶過程能順利進行等原因，使變形引起的缺陷部分地得到消除，因而使塑性有所提高。 點（一）白點對鋼的力學性能的影響 P=無白點有白點縱向縱向745694216206無白點有白點橫向橫向71244616176C=在應力足夠大時就產(chǎn)生脆性破斷。鐵素體和奧氏體類鋼因冷卻時無相變發(fā)生，不會有組織應力，所以一般也不出現(xiàn)白點。然后緩冷至略高于馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms，這時奧氏體不是分解為脆性的馬氏體，而是韌性較好的貝氏體，相變應力較小，在稍高于Ms點保持一段時間，使奧氏體充分分解，使氫充分向外擴散。第４章 流線不順、渦流和穿流 渦流與穿流的區(qū)別是前者僅發(fā)生彎曲而已，后者則已穿透肋條，使流線的連續(xù)遭到破壞。 值）σb/MPaδ（%）ψ（%）HBSαK/（J/m2）45縱向（0176。試驗表明，材料的疲勞剝落都發(fā)生在纖維露頭的地方。纖維分布情況對抗腐蝕性能也有一定影響。1）此處裸露在外的大量雜質(zhì)，由于與基體的電極電位不一樣，容易產(chǎn)生電化學腐蝕；以上介紹了纖維方向?qū)Ω鞣N性能的影響。例如，航空零件中承受高應力部位上的金屬流線，必須與主應力方向平行，不能有穿流和明顯的渦流。等軸類鍛件的熱鍛模纖維方向應按圖48所示的方向分布。 合理的布置流線可以充分發(fā)揮材料的潛力，提高零件的性能和壽命。模鍛時坯料的形狀、大小要適當，形狀不當、坯料過大過小均易引起流線不順，應予以注意。圖411輥鍛葉片的流線 圖412差速齒輪精鍛件圖413精鍛齒輪縱a）橫b）向的纖維組織 圖414熱軋齒輪外形圖415熱扎齒輪組織 250a） 輪齒表層的變形組織b）輪齒心部的變形組織 c）齒根表層變形組織d）齒輪心部組織表42葉片力學性能MPaσb/MPaδ5（%）ψ（%）αK/（MJ/m2）HBSCr17Ni13W對用方坯加工的葉片要求≥450≥600≥30—≥180～210輥鍛工藝522692—1851Cr17Ni2W2MoV對用方坯加工的葉片要求810≥990≥6≥30—～輥鍛工藝1073119871—2Cr13對用方坯加工的葉片要求≥500≥700≥16≥50≥217～269輥鍛工藝669841≥258輥鍛工藝（10萬kw，23級）795914≥25.700831240表43鈦合金過熱后出現(xiàn)明顯的β晶界和平直細長的魏氏組織（圖片54），這些通過金相檢查便可以判定。在此基礎上簡要介紹過熱對力學性能的影響，過熱、過燒的鑒別方法以及防止措施。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，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。 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。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。 在實際生產(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。而快速加熱時，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。貝氏體是一種比馬氏體較為穩(wěn)定的組織，在加熱時，貝氏體保持其形態(tài)結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性遠比馬氏體為高；②貝氏體加熱相變時，其相變硬化效應比馬氏體低，故再結(jié)晶溫度高，晶粒遺傳性嚴重。 但在某些中間加熱速度（10℃／min～100℃／s）時，晶粒遺傳性不存在。 經(jīng)正火和調(diào)質(zhì)后，該局部處組織仍明顯保留位向關系，奧氏體晶粒尺寸變化也不大。產(chǎn)生晶粒遺傳的條件是：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。 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。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。（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。如對碳素鋼來說，過燒時晶界熔化、嚴重氧化（見圖片55），工模具鋼（高速鋼、Cr12Mo等鋼）過燒時，晶界因熔化而出現(xiàn)魚骨狀萊氏體（見照片56）。根據(jù)零件的不同形狀和使用要求，采用合理的變形方法。 2）模鍛時應正確進行模具設計、制坯、潤滑和操作。對于不同的零件，應根據(jù)其形狀和流線要求來選定合理的鍛壓工具和變形工藝。以疲勞剝落為主要破壞形式的零件，例如軸承套圈和滾珠，應盡可能使流線與工作表面相平行。 ）橫向（沿寬度）300270220—124——————LD5（模鍛件）縱向（0176。 學　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，盡量減小應力、又能提高效率。 能σb/MPaσs/MPaψ（%）αK/（J/m2）C=表31是白點對鉻、鎳、鉬結(jié)構(gòu)鋼鋼坯力學性能的影響；表32是白點對22CrMnMo鋼齒輪軸力學性能的影響。 圖31 34CrNi3Mo鋼葉輪鍛件縱斷面上的白點 圖32 橫向低倍上的白點 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。 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。 由縮管殘余引起的裂紋通常是粗大而不規(guī)則的。圖片212和圖片211為裂紋沿晶界擴展；圖片215為沿相界擴展。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。圖28 裂紋處的顯微組織 250 一般材料鐓粗時側(cè)表面產(chǎn)生縱向裂紋，是由于表面受切向拉應力作用的結(jié)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。低塑性材料鐓粗時常易產(chǎn)生近45176?！顟B(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(jié)構(gòu)是裂紋產(chǎn)生和擴展的內(nèi)部依據(jù)。例如，氣閥lB/d ≥13，頂鐓時一般需5～6個工步。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。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。 圖311 拔長時內(nèi)凹形成示意圖 圖312 3）由于變形不均勻，兩股（或多股）金屬對流匯合而成折疊。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。折疊尾端呈小圓角圖11 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。 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?。▓D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。例如細長（或扁薄）坯料的鐓粗（壓縮）和lB/d ＞3的頂鐓（圖317～19）。當 lB/d ＞3時，需要在模具內(nèi)頂鐓。 齒輪鍛件折疊形成過程示意圖 圖322 齒輪鍛坯尺寸關系圖斜軋和橫軋時，如果亂牙也將產(chǎn)生這類折疊。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 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。 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(jié)果。圖26 W18Cr4V鋼鍛件一側(cè)因鍛后激冷形成的裂紋 圖27 裂紋由表面沿晶界向晶內(nèi)擴展這主要產(chǎn)生在變形溫度較低（低于再結(jié)晶溫度），或變形程度過大、變形速度過快的情況。 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。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。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。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。 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。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(jié)合力弱的相接口等）擴展。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）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。 （3）采用合適的應變速度 （4）必要時需進行中間退火在鋼坯的橫向斷口上白點呈細小的裂紋（圖片32）。 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 性例如，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。因此，鋼氫脆失去了塑性，在組織應力及氫析出所造成