【正文】 5 50A鋼過燒組織（4%硝酸酒精溶液腐蝕）150 圖56鍛裂外過燒的組織 250 圖57 LY2合金的過燒組織 500下面?zhèn)戎亟榻B穩(wěn)定過熱的機(jī)理及影響的因素。在此基礎(chǔ)上簡要介紹過熱對(duì)力學(xué)性能的影響，過熱、過燒的鑒別方法以及防止措施。 應(yīng)當(dāng)指出，這里討論的穩(wěn)定過熱是對(duì)有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的鋼而言的。對(duì)沒有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的金屬材料根本不存在這種問題，因?yàn)橹灰^熱就是穩(wěn)定的，用熱處理的辦法不能消除。對(duì)于有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的鋼，明確提出穩(wěn)定和不穩(wěn)定的概念，對(duì)指導(dǎo)鍛壓和熱處理工藝具有重要的實(shí)際意義，因?yàn)樵趯?shí)際生產(chǎn)中，有時(shí)將穩(wěn)定過熱的鍛件按不穩(wěn)定過熱的情況進(jìn)行處理，結(jié)果，穩(wěn)定過熱引起的缺陷組織遺傳在零件中，降低材料的性能，甚至在使用中造成嚴(yán)重事故。（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。一些雙相不銹鋼，如 1Cr18Ni9Ti、1Cr1Cr17Ni2等，過熱之后α相 （或δ鐵素體）顯著增加，使性能降低，用熱處理方法也不易改善和恢復(fù)。 在鋼中引起穩(wěn)定過熱的機(jī)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。（二）析出相引起的穩(wěn)定過熱 鋼在奧氏體區(qū)加熱，隨著溫度升高，奧氏體晶粒粗大，特別是在機(jī)械阻礙物大量固溶于奧氏體以后，晶粒迅速長大，高溫固溶于奧氏體的第二相（例如硫化錳），在冷卻過程中沿原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）析出。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(shí)，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。因此，這些第二相的分布、大小、形態(tài)和數(shù)量不會(huì)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）。概括起來就是：穩(wěn)定過熱是指鋼過熱后，除原高溫奧氏體晶粒粗大外，沿奧氏體晶界（或李晶界）大量析出第二相質(zhì)點(diǎn)或薄膜，以及其它促使原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）或其它過熱組織穩(wěn)定化的因素，這種過熱用一般熱處理的方法（擴(kuò)散退火除外）不易改善或不能消除。 存在有穩(wěn)定過熱組織的零件受力時(shí)，沿晶界（或?qū)\晶界）析出的第二相質(zhì)點(diǎn)，常常是促成微觀裂紋的起因，引起晶界弱化，促使沿原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界）斷裂（尤其當(dāng)基體韌性較好時(shí)）。圖片58為裂紋沿有析出相的原奧氏體晶界擴(kuò)展的情況。過熱溫度越高，高溫穩(wěn)定相固溶的越多，晶粒越粗大，冷卻時(shí)析出的密度也愈大。這樣的過熱組織也愈穩(wěn)定，晶界弱化也愈嚴(yán)重。圖58斷裂沿析出相網(wǎng)絡(luò)擴(kuò)展 160近年來研究結(jié)果表明，引起穩(wěn)定過熱的析出相不僅有硫化物（MnS），還有碳化物，氮化物、硼化物（M23CB）以及碳氮化鈦（TiCN）、硫碳化鈦（Ti2SC）等。 例如 Cr—Ni、Cr—Ni—W和Cr—Ni—Mo系合金結(jié)構(gòu)鋼穩(wěn)定過熱后，大量析出的主要是較細(xì)的MnS、圖片59為35CrNiMo鋼過熱石狀斷口，圖片510為石狀斷口過熱小平面微觀形態(tài)，是以MnS為顯微裂紋核心的沿晶孔坑型斷裂。圖59 35CrNiMo鋼石狀斷口 圖510石狀斷口的微觀形態(tài) 5000 除合金結(jié)構(gòu)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。 形成穩(wěn)定過熱的充分和必要條件是：①高溫加熱使奧氏體晶粒粗化；②冷卻后沿原高溫奧氏體晶界（或?qū)\晶界等）大量析出高溫穩(wěn)定的第二相或者存在其它促使原高溫奧氏體晶界穩(wěn)定和弱化的因素。必須指出，單純奧氏體晶粒粗化引起的過熱只是一種不穩(wěn)定過熱；而奧氏體晶粒不粗大，單純由大量第二相沿晶界析出引起的原奧氏體晶界弱化不屬于過熱問題。由析出相引起的穩(wěn)定過熱程度，主要取決于析出相的成分和析出的密度。因此，影響穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱的主要因素除與加熱溫度高低和保溫長短有關(guān)外，還主要和鋼的化學(xué)成分、鋼中微量元素（包括雜質(zhì)元素）及含量、過熱后的冷卻速度、鍛造變形程度等有關(guān)。 奧氏體晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，則沿晶界封閉的愈完整。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。因此，在奧氏體晶粒大小一定的條件下，沿原高溫奧氏體晶界析出相的密度大小，就決定著穩(wěn)定程度的大小。如果析出相的質(zhì)點(diǎn)很大，但密度極低，也不易形成穩(wěn)定過熱。（1）鋼的化學(xué)成分及微量元素的影響 由前面的例子中可以看出，鋼的化學(xué)成分決定著析出相的種類，例如Cr—Ni、Cr—Ni—Mo—V、Cr—Ni—W系合金結(jié)構(gòu)鋼中的析出相是MnS；25MnTiB鋼中由于Ti與S比Mn與S有更大的親合力，主要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不銹鋼中主要析出一次碳化物。 不同成分的析出相固溶于奧氏體中的溫度不同，因而對(duì)穩(wěn)定程度有重要影響。例如MnS、AlN大量固溶的溫度約在1200℃左右，TiCN的固溶溫度在1350℃左右，Ti2SC在1350℃時(shí)還沒有固溶。9Cr18不銹鋼的一次碳化物固溶溫度也在1000℃以上。析出相的固溶溫度愈高，高溫愈穩(wěn)定，形成穩(wěn)定過熱的敏感性則愈低，但一經(jīng)固溶和析出后，則很難消除。 稀土元素減少形成穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱有重要影響。例如25MnTiB鋼中，當(dāng)RE/S=～2時(shí)，由于形成高溫下穩(wěn)定顆粒狀稀土硫化物，可以細(xì)化1350～1400℃以下的奧氏體晶粒，減少原奧氏體晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，降低過熱敏感性。 （2）過熱后冷卻速度的影響過熱后冷卻速度對(duì)是否形成穩(wěn)定過熱及其穩(wěn)定程度有重要影響，它影響著析出相的數(shù)量和密度。冷卻速度過快，第二相可能來不及沿晶界析出；冷卻速度過于緩慢則析出相聚集成較大的質(zhì)點(diǎn)，這兩種情況均不易形成穩(wěn)定過熱。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。因此相對(duì)的中等冷卻速度最易形成穩(wěn)定過熱。 （3）塑性變形及熱處理對(duì)穩(wěn)定過熱的影響 塑性變形可以破碎過熱形成的粗大奧氏體晶粒并破壞其沿晶界析出相的連續(xù)網(wǎng)狀分布，因此可以改善或消除穩(wěn)定過熱。40MnB鋼自1150℃直接空冷和經(jīng)熱軋后空冷呈現(xiàn)兩種不同的斷口情況。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。而經(jīng)熱軋后空冷的原高溫奧氏體晶粒細(xì)小，析出相分散，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后為纖維狀斷口。試驗(yàn)表明已經(jīng)形成穩(wěn)定過熱，呈現(xiàn)石狀斷口的 18Cr2Ni4WA和 45鋼，經(jīng)重新加熱改鍛，當(dāng)鍛造比大于 4時(shí)，可基本消除穩(wěn)定過熱的組織，獲得正常的纖維狀斷口。 用熱處理方法改善或消除穩(wěn)定過熱是困難的，有時(shí)是不可能的。某些合金結(jié)構(gòu)鋼的試驗(yàn)表明：只有輕度穩(wěn)定過熱（即析出相密度較小，在斷口上呈現(xiàn)細(xì)小，分散的石狀情況）經(jīng)二次正火或多次正火可以改善或消除。對(duì)于一般的穩(wěn)定過熱（在斷口上分布的石狀較多，石狀尺寸較大）需經(jīng)多次高溫?cái)U(kuò)散退火和正火才可能得到改善，而對(duì)于較嚴(yán)重的穩(wěn)定過熱（石狀較大、遍及整個(gè)斷面），多次長時(shí)間高溫?cái)U(kuò)散退人加正火也極難改善。 根據(jù)以上分析，為避免鍛件穩(wěn)定過熱，從鍛造工藝方面有下列有效對(duì)策： 1）嚴(yán)格控制加熱溫度，盡可能縮短高溫保溫時(shí)間。加熱時(shí)坯料應(yīng)避開爐子的局部高溫區(qū)。 2）保證鍛件有足夠的變形量，～2時(shí)，便有明顯效果，鍛造比愈大，效果愈顯著。對(duì)模鍛件來說，如預(yù)制坯后需再一次加熱時(shí)，應(yīng)保證鍛件各部分均有適當(dāng)?shù)淖冃瘟俊?3）適當(dāng)控制冷卻速度。 根據(jù)我們協(xié)同某廠解決炮尾鍛件石狀斷口的體會(huì)，恰當(dāng)?shù)夭捎蒙鲜鰧?duì)策，便可以有效地避免形成穩(wěn)定過熱石狀斷口。（三）晶粒遺傳引起的穩(wěn)定過熱 按傳統(tǒng)的概念，鋼在加熱至正火溫度時(shí)即發(fā)生相變和重結(jié)晶，使粗大晶粒得到細(xì)化。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）。這種部分或全部由原粗大奧氏體晶粒復(fù)原的現(xiàn)象稱為晶粒遺傳。 馬氏體和貝氏體鋼鍛件，如果鍛造加熱溫度與停鍛溫度較高和變形程度較小，容易形成粗大的奧氏體晶粒，冷卻到室溫后，在原來的一顆顆粗大奧氏體晶粒內(nèi)，由于相變形成許多顆小晶粒，這些小晶粒的空間取向與原來奧氏體晶粒的空間取向保持一定的關(guān)系。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。從一個(gè)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(guān)系（見圖511和圖片512）。也就是說，形式上是一顆大晶粒分割成許多顆小晶粒，而實(shí)質(zhì)上還是原來的一顆大晶粒。正火加熱時(shí)，這些小晶粒還原成原來的奧氏體晶粒，且空間取向基本上沒有多大的變化。正火冷卻時(shí)，一顆奧氏體晶粒又再次重新分割成若干個(gè)小晶粒。這樣，正火前（即鍛后）原來粗大的奧氏體晶粒經(jīng)正火后形式上雖細(xì)化了（分割成許多小晶粒），但實(shí)質(zhì)上由于很多小晶粒的位向與原來的奧氏體晶粒一致，由于在位向和大小上都繼承了原始粗大奧氏體晶粒，所以在性能與斷口上仍保留了原來粗大奧氏體晶粒的特征。這種粗大晶粒的遺傳，使材料的力學(xué)性能，特別是韌性明顯降低。由于這種晶粒遺傳現(xiàn)象，馬氏體鋼、貝氏 體鋼鍛件過熱后的粗大奧氏體晶粒，用一般熱處理工藝不易細(xì)化。圖511馬氏體、貝氏體鋼過熱組織加熱時(shí)的重結(jié)晶示意圖 產(chǎn)生晶粒遺傳的條件是： 1）加熱前的組織為奧氏體的有序轉(zhuǎn)變產(chǎn)物（馬氏體或貝氏體），它具有保留原始奧氏體晶粒取向的能力； 2）加熱至奧氏體化溫度時(shí)，鐵素體和奧氏體均不發(fā)生再結(jié)晶，保持晶粒位向； 3）針狀?yuàn)W氏體得到充分發(fā)展。馬氏體、貝氏體組織在加熱相變時(shí)可能產(chǎn)生兩種奧氏體形態(tài)，即針狀（條狀）奧氏體和球狀?yuàn)W氏體、針狀?yuàn)W氏體與母相保持一定的位向關(guān)系，才導(dǎo)致晶粒遺傳，而球狀?yuàn)W氏體則不然。 某些珠光體類型的鋼，例如 38CrMoAlA鋼等，也易出現(xiàn)這種晶粒遺傳現(xiàn)象。38CrMoAlA鋼在退火狀態(tài)是珠光體加鐵素體，由于Cr和Mo的存在，使C曲線（S曲線）右移，尤其當(dāng)存在成分偏析時(shí)，在空冷狀態(tài)下也常常得到貝氏體組織（局部）。經(jīng)正火和調(diào)質(zhì)后，該局部處組織仍明顯保留位向關(guān)系，奧氏體晶粒尺寸變化也不大。 晶粒遺傳的程度與鍛件的過熱程度、變形程度、加熱速度、原始組織、化學(xué)成分等有關(guān)。分別介紹如下： （1）過熱程度 材料過熱程度愈嚴(yán)重，晶粒遺傳的程度也愈嚴(yán)重。由圖39中可以看到，加熱溫度愈高時(shí)，奧氏體晶粒愈粗大，合金元素固溶的愈充分，愈均勻，冷卻和以后加熱時(shí)，愈易按有序轉(zhuǎn)變的方式進(jìn)行，保持位元向關(guān)系。圖512加熱溫度、熱處理及塑性變形對(duì)晶粒平均直徑的影響（2）變形程度 塑性變形對(duì)消除晶粒遺傳有重要作用。由圖39還可以看到，經(jīng)1250℃加熱后的坯料， 經(jīng)66％的變形后晶粒明顯細(xì)化。這不僅是由于塑性變形時(shí)破碎了晶粒，打亂了組織的方向性，而且提供了足夠的畸變能以滿足晶粒細(xì)化時(shí)晶界能增加的需要。于是，在正火加熱溫度稍高于相交點(diǎn)時(shí)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(xì)化。 在實(shí)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。因此，鍛件中晶粒遺傳的情況是經(jīng)常出現(xiàn)的。（3）加熱速度 《鋼的組織遺傳性》一書中認(rèn)為鋼的晶粒遺傳與臨界區(qū)的加熱速度有關(guān)。在合金結(jié)構(gòu)鋼中，原始組織為馬氏體時(shí)，緩慢加熱（1～50℃／min）和極快速加熱（＞100～500℃／s）時(shí)都易出現(xiàn)晶粒遺傳。但在某些中間加熱速度（10℃／min～100℃／s）時(shí)，晶粒遺傳性不存在。在實(shí)際生產(chǎn)中，100～150℃／s的極快加熱速度是很難達(dá)到的。因此，這里僅討論緩慢加熱和較快速加熱對(duì)組織遺傳的影響。 緩慢加熱時(shí)，由于過熱度小，相變驅(qū)動(dòng)力小，球狀?yuàn)W氏體不易形成，只能形成針狀?yuàn)W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(shí)間延長，針狀?yuàn)W氏體合并成粗大晶粒，即出現(xiàn)晶粒遺傳。 較快速加熱時(shí)，由于過熱度大，相變驅(qū)動(dòng)力大，除了在條束邊界產(chǎn)生針狀?yuàn)W氏體外，還在舊的奧氏體晶界和條柬邊界產(chǎn)生球狀?yuàn)W氏體，而且隨著加熱速度的提高，球狀?yuàn)W氏體所占的比例也越大，從而使晶粒遺傳性降低。 加熱速度不僅影響相變驅(qū)動(dòng)力，而且還影響相變硬化效應(yīng)的大小和再結(jié)晶溫度的高低，從而影響晶粒遺傳性。緩慢加熱時(shí)，相變硬化的效應(yīng)相對(duì)低些，而且在高溫下相變應(yīng)力部分地得到松弛，從而提高再結(jié)晶溫度，增大晶粒遺傳的傾向。例如 9Cr2Mo鋼預(yù)先過熱到1250℃，重新加熱時(shí)，如采用緩慢速度（20℃/h）加熱，奧氏體再結(jié)晶溫度為 1080～1090℃。而快速加熱時(shí)，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。（4）原始組織 原始組織對(duì)晶粒遺傳性有較大影響，晶粒遺傳主要發(fā)生在馬氏體、貝氏體組織中，而鐵素體一珠光體組織一般不發(fā)生晶粒遺傳。 在具有位的組織（馬氏體、貝氏體）中，貝氏體組織在加熱時(shí)最不利于球狀?yuàn)W氏體形成，因此，貝氏體組織的晶粒遺傳性最嚴(yán)重。這是由于：①貝氏體的形成溫度高于馬氏體，它的位元錯(cuò)密度和儲(chǔ)藏能比馬氏體低。貝氏體是一種比馬氏體較為穩(wěn)定的組織，在加熱時(shí)，貝氏體保持其形態(tài)結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性遠(yuǎn)比馬氏體為高；②貝氏體加熱相變時(shí)，其相變硬化效應(yīng)比馬氏體低，故再結(jié)晶溫度高，晶粒遺傳性嚴(yán)重。 （5）化學(xué)成分 化學(xué)成分對(duì)晶粒遺傳有較大影響，它是通過形成一定的組織結(jié)構(gòu)和組織狀態(tài)來實(shí)現(xiàn)的。使C曲線右移，促使形成馬氏體、貝氏體的合金元素（如 Cr、Ni、Mo等）易引起晶粒遺傳，強(qiáng)烈形成