【正文】 化學成分對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)來實現(xiàn)的。 （5）化學成分這是由于：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。 原始組織對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。（4）原始組織例如 9Cr2Mo鋼預先過熱到1250℃，重新加熱時，如采用緩慢速度（20℃/h）加熱，奧氏體再結(jié)晶溫度為 1080～1090℃。加熱速度不僅影響相變驅(qū)動力，而且還影響相變硬化效應的大小和再結(jié)晶溫度的高低，從而影響晶粒遺傳性。 緩慢加熱時，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。在實際生產(chǎn)中，100～150℃／s的極快加熱速度是很難達到的。在合金結(jié)構(gòu)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。因此，鍛件中晶粒遺傳的情況是經(jīng)常出現(xiàn)的。 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。 經(jīng)66％的變形后晶粒明顯細化。塑性變形對消除晶粒遺傳有重要作用。 （2）變形程度圖512加熱溫度、熱處理及塑性變形對晶粒平均直徑的影響材料過熱程度愈嚴重，晶粒遺傳的程度也愈嚴重。 （1）過熱程度分別介紹如下：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，尤其當存在成分偏析時，在空冷狀態(tài)下也常常得到貝氏體組織（局部）。 3）針狀奧氏體得到充分發(fā)展。 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； 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化。這樣，正火前（即鍛后）原來粗大的奧氏體晶粒經(jīng)正火后形式上雖細化了（分割成許多小晶粒），但實質(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。正火加熱時，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。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(guān)系（見圖511和圖片512）。 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。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）。 根據(jù)我們協(xié)同某廠解決炮尾鍛件石狀斷口的體會，恰當?shù)夭捎蒙鲜鰧Σ撸憧梢杂行У乇苊庑纬煞€(wěn)定過熱石狀斷口。對模鍛件來說，如預制坯后需再一次加熱時，應保證鍛件各部分均有適當?shù)淖冃瘟?。加熱時坯料應避開爐子的局部高溫區(qū)。 對于一般的穩(wěn)定過熱（在斷口上分布的石狀較多，石狀尺寸較大）需經(jīng)多次高溫擴散退火和正火才可能得到改善，而對于較嚴重的穩(wěn)定過熱（石狀較大、遍及整個斷面），多次長時間高溫擴散退人加正火也極難改善。用熱處理方法改善或消除穩(wěn)定過熱是困難的，有時是不可能的。而經(jīng)熱軋后空冷的原高溫奧氏體晶粒細小，析出相分散，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后為纖維狀斷口。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。因此相對的中等冷卻速度最易形成穩(wěn)定過熱。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，這兩種情況均不易形成穩(wěn)定過熱。例如25MnTiB鋼中，當RE/S=～2時，由于形成高溫下穩(wěn)定顆粒狀稀土硫化物，可以細化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。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。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℃時還沒有固溶。 由前面的例子中可以看出，鋼的化學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。（1）鋼的化學成分及微量元素的影響因此，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。析出相的密度愈大，則沿晶界封閉的愈完整。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)。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。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。圖59 35CrNiMo鋼石狀斷口 圖510石狀斷口的微觀形態(tài) 5000 這樣的過熱組織也愈穩(wěn)定，晶界弱化也愈嚴重。圖片58為裂紋沿有析出相的原奧氏體晶界擴展的情況。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）。 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。 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。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。對于有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的鋼，明確提出穩(wěn)定和不穩(wěn)定的概念，對指導鍛壓和熱處理工藝具有重要的實際意義，因為在實際生產(chǎn)中，有時將穩(wěn)定過熱的鍛件按不穩(wěn)定過熱的情況進行處理，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重事故。應當指出，這里討論的穩(wěn)定過熱是對有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變的鋼而言的。圖55 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)定過熱的機理及影響的因素。鋁合金過燒時，出現(xiàn)晶界熔化三角區(qū)和復熔球等現(xiàn)象（見圖片57）。一般以晶粒邊界出現(xiàn)氧化及熔化為特征來判定過燒。合金結(jié)構(gòu)鋼的嚴重過熱常常表現(xiàn)為穩(wěn)定過熱。但是Cr—Ni、C—Ni—Mo、Cr—Ni—W、Cr—Ni—Mo—V系多數(shù)合金結(jié)構(gòu)鋼嚴重過熱之后，沖擊韌度大幅度下降，而且用正常熱處理工藝，組織也極難改善，因此對過熱組織，按照用正常熱處理工藝消除的難易程度，可以分為不穩(wěn)定過熱和穩(wěn)定過熱兩種情況。對鋁合金的過熱現(xiàn)在沒有明確的判定標準。碳鋼（包括亞共折鋼和過共折鋼）、軸承鋼和一些鋼合金，過熱之后往往出現(xiàn)魏氏組織（圖片51）；馬氏體和貝氏體鋼過熱之后往往出現(xiàn)晶內(nèi)織構(gòu)組織（見圖片52）； 1Cr18Ni9Ti、1Cr13和Cr17Ni2等不銹鋼過熱之后α相（或δ鐵素體）顯著增多；工模具鋼（或高合金鋼）往往以一次碳化物角狀化為特征判定過熱組織（見圖片53）。 一般認為，金屬由于加熱溫度過高或高溫保溫時間過長而引起晶粒粗大的現(xiàn)象就是過熱。過熱將引起材料的塑性、沖擊韌度、疲勞性能、斷裂韌度及抗應力腐蝕能力下降。 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。 這類零件例如主軸，除要求提高材料純潔度，以減小異向性外，在鍛造時還應當增加一次鐓粗工序。（2）對受力情況復雜，不希望流線方向性太明顯的零件 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）。 械 溫 強 GH33葉片性能持精鍛和熱軋的齒輪，纖維沿齒形分布（見圖片412～15），與切削加工的齒輪相比，齒根的抗彎強度提高了30%。例如，葉片采用擠壓、輥鍛或擠壓加冷輥；齒輪采用精鍛或軋制都能獲得理想的流線分布。3）采用使流線能沿零件外形分布的變形方法。由以上不難看出，引起流線不順的原因與折疊基本一樣，只不過折疊比流線不順更為嚴重。圖410分模面位置對流線分布的影響對工字型斷面的鍛件，尤其當腹板寬度與厚度之比較大時，在內(nèi)圓角處易形成折疊和穿流，這時可采用大的圓角半徑，或增加預鍛工步。模具設(shè)計時，分模面位置、模鍛工步和圓角半徑等要選擇合理。曲軸的全纖維鍛造就是一種先進工藝。 1）自由鍛時盡可能采用切斷纖維的工藝，即盡量采用彎曲、扭轉(zhuǎn)等工序。（1）對要求流線和外形一致的零件 金屬流線的分布取決于鍛壓工具和變形工藝。（四）關(guān)于流線的控制但是，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。對于要求抗腐蝕性能高的重要零件，最好采用無飛邊模鍛，以避免流線露頭。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。冷鐓模工作時切向拉應力較大，常易沿縱向開裂，纖維沿圓周分布較好。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。后來將纖維與沖頭軸線垂直，使用壽命就顯著提高了。 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。 受力比較復雜的零件，例如汽輪機和電動機主軸，不僅對軸向，而且對徑向和切向性能都有要求，故不希望流線的方向性太明顯。某廠對由 30CrMnSiNiA鋼制造的承受拉力的重要結(jié)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。對形狀復雜的零件，當流線與零件幾何外形難于保證完全一致時，應當保證在受力較大的關(guān)鍵部位使流線方向與最大拉應力方向一致。 流線分布的原則，應根據(jù)零件受力情況和具體的破壞形式來確定。（三）而線分布的原則和實例8合金塑性越低時，穿流對δ的影響越明顯。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(jié)構(gòu)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46 沿分模面流線露頭處產(chǎn)生嚴重腐蝕（箭頭所指）高強度鋼和鋁合金鍛件的橫向和高度方向抗腐蝕能力遠較縱向為低。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。例如6160曲軸全纖維鍛造后，疲務(wù)極限提高了30％以上。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，310套圈的試驗數(shù)據(jù)表明，鋼管車削的套圈，因為溝道部位纖維被切斷，平均壽命最低（4892h）；而用鋼管輾出溝道的套圈，纖維與工作表面平行，纖維分布最理想，平均壽命也最高（8509h）；平鍛的套圈，纖維分布混亂，平均壽命為5847h。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。以軸承而言，影響軸承壽命的主要破壞形式是疲勞剝落，而軸承的疲勞剝落與纖維組織有很大關(guān)系。例如，硫化錳和鐵的結(jié)合力很弱，在較小的塑性變形后便與基體分離，在硫化錳與基體的交界處發(fā)生開裂。而縱向試樣則不然（圖45）。孔洞的排列方向與纖維方向是一致的。 ）橫向（沿寬度）橫向（沿高度）390370350280250—1075—————————LD10縱向（0176。）165516331662——————763529753LD2（模鍛件）縱向（0176。）橫向（90176。）弦向（45176。）10541054105695295295514811413730CrMnSiA縱向（0176。）橫向（90176。）橫向（90176。 均 性表41纖維方向?qū)Σ煌牧铣Ｒ?guī)力學性能的影響材料取樣方面力鋁合金模鍛時在渦流和穿流區(qū)通常有粗晶發(fā)生。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