各類金屬常見缺陷

1、各類金屬材料常見缺陷與對策一、高溫合金鍛件常見的缺陷與對策      （一）概述     高溫合金主要用于制造燃氣渦輪發(fā)動機的重要零件，如渦輪葉片、渦輪盤、承力環(huán)、火焰筒安裝座等。此類零件不僅要求具有很高的高溫性能和良好的疲勞性能，而且要求具有抗氧化、抗腐蝕性能和一定的塑性。     變形高溫合金可分為鐵基、鎳基和鈷基合金三類，這里主要介紹前兩類。    我國常用的合金牌號有GH30、 GH32、 GH33、 GH34、 GH36、 GH37、

2、GH43、GH49、GH130、GH135、GH140和GH220等。其中GH34、GH36、GH130、GH135、GH140是鐵基高溫合金，其余的是鎳基高溫合金。在這些高溫合金中含有大量的Cr、Ni、Ti、Al、W、Mo、V、Co、Nb、B、Ce等合金元素。就鐵基高溫合金來說，加人較多的Cr是為保證合金在高溫下的抗氧化能力；加人較多的鎳，一方面是為保證得到奧氏體基體，另一方面是與鈦、鋁生成合金的主要強化相Ni3（Ti、Al），還有一個方面是鎳和鉻配合使用能夠提高合金的抗氧化能力；加人高熔點的金屬元素如W、Mo、V、Co等來提高合金的再結晶溫度；加入W、MO、V、Nb等強烈的碳化物形成元素和

3、合金中微量的碳作用，生成高度分散的高熔點的碳化物粒它們主要分布在晶界處，是強化相；加入硼是為了生成硼和金屬元素間的硼化物，硼化物分布在晶界處，是強化晶界的主要強化相；鈰的加入是為了進一步清除液態(tài)合金中的雜質元素，因而使合金晶界處得到凈化，有較緊密的結合，有較高的強度。    我國高溫合金特別是鎳基耐熱合金的冶煉方法主要是電弧爐、電弧爐+真空自耗、電弧爐+電渣重熔。為了提高合金的純度以提高合金的性能，往往采用電弧爐+真空自耗。但該種冶煉方法往往由于雜質少，易出現粗晶缺陷。    耐熱合金鑄錠中存在的冶金缺陷較多，例如鑄錠中柱狀組織較為發(fā)

4、達，存在顯微疏松和枝狀疏松以及各種宏觀及微觀不均勻組織，致使鑄態(tài)合金的性能較低，經過熱塑性變形后合金的性能有較大提高，隨總變形程度增大，高溫合金縱向纖維試樣的力學性能，也和普通結構鋼一樣有規(guī)律地提高，但其橫向試樣的力學性能不像結構鋼那樣劇烈下降，而是變化較小。這是由于：具有均勻固溶體的單相高溫合金，在變形及隨后的再結晶所獲得的晶體位向與主變形方向僅有較小的重合，這就減小了纖維縱向和橫向力學性能之間的差別。而結構鋼通常具有多相組織，在塑性變形過程中所獲得的縱向上的方向性組織在再結晶后仍部分地保留下來，加之結構鋼的雜質較多，它們沿縱向被拉長，這就使得其縱向和橫向性能間的差別較大。 

5、60;   為了獲得較高的力學性能，高溫合金的總壓縮比通?？刂圃?10范圍內。    晶粒尺寸對高溫合金的性能有較大影響，從室溫力學性能的角度看，晶粒愈細愈好。例如GH135合金，當晶粒度從 46級細化到 79級時，室溫疲勞強度從 290MPa提高到400MPa，但從高溫性能角度看，晶粒適當粗些可使晶界總面積減少，有利于提高合金的持久強度。對于高溫合金來說，晶粒大小不均勻是最有害的，它將使持久強度和抗蠕變強度顯著降低。因此，綜合晶粒度對室溫和高溫性能的影響，取均勻適中晶粒為宜。    高溫合金鍛件晶粒的最終尺寸除與

6、固溶溫度等有關外，還與固溶前鍛件的組織狀態(tài)有很大關系。如果鍛后是未再結晶的組織而且處于臨界變形程度時，固溶處理后將形成粗大晶粒；如果鍛后是完全再結晶組織，固溶處理后一般可以獲得較細較均勻的晶粒；如果鍛后是不完全再結晶組織，固溶處理后晶粒將是大小不均勻的。鍛件的組織狀態(tài)取決于鍛造溫度和變形程度，應注意控制。    高溫合金的鍛造特點是：     1.塑性低    高溫合金由于合金化程度很高，具有組織的多相性且相成分復雜，因此，工藝塑性較低。特別是在高溫下，當含有s、Ph、Sn等雜質元素時，往往削弱

7、了晶粒間的結合力而引起塑性降低。     高溫合金一般用強化元素鋁、鈦的總含量來判斷塑性高低，當總含量6（質量分數）時，塑性將很低。鎳基高溫合金的工藝塑性比鐵基高溫合金低。高溫合金的工藝塑性對變形速度和應力狀態(tài)很敏感。有些合金鑄錠和中間坯料需采用低速變形和包套鐓粗，包套軋制，甚至包套擠壓才能成形。    2.變形抗力大    由于高溫合金成分復雜，再結晶溫度高，再結晶速度慢，在變形溫度下具有較高的變形抗力和硬化傾向。變形抗力一般為普通結構鋼的47倍。    3.鍛造

8、溫度范圍窄    高溫合金與碳鋼相比，熔點低，加熱溫度過高容易引起過熱、過燒。若停鍛溫度過低，則塑性低、變形抗力大，且易產生冷熱混合變形導致鍛件產生不均勻粗晶。因此，高溫合金鍛造溫度范圍很窄，一般才200左右。而鎳基耐熱合金的鍛造溫度范圍更窄，多數在100150，有的甚至小于100。    4.導熱性差    高溫合金低溫的熱導率較碳鋼低得多，所以，一般在700800范圍需緩慢預熱，否則會引起很大的溫度應力，使加熱金屬處于脆性狀態(tài)。    （二）鍛造過程中常見的缺陷與對策&#

9、160;   高溫合金鍛件，除了因原材料冶金質量不良引起的非金屬夾雜、異金屬夾雜、帶狀組織。分層、碳化物堆積、點狀偏析、殘留縮孔和疏松等缺陷外，由于鍛造工藝不當經常出現的缺陷有下面幾種：    1.粗晶    粗晶是指在鍛件中存在有晶粒粗大或晶粒大小不均勻的組織。它是高溫合金鍛件中最常見M一種缺陷。粗晶使材料的疲勞和持久性能明顯下降。渦輪葉片、渦輪盤等重要零件，對粗晶均有嚴格要求。粗晶產生的主要原因有：變形溫度低于或接近于合金再結晶溫度；加熱溫度過高，變形程度?。ㄌ幱谂R界變形程度范圍內）或變形不均勻，以及合金成分控

10、制不當等。具體介紹如下。    鍛造加熱溫度過高或原始晶粒過大，鍛造時變形分布不均勻或變形小的部分落人臨界變形范圍；或鍛造溫度過低，形成冷熱混合變形，固溶處理后在鍛件體內將產生晶粒大小不均勻。防止的對策是控制好加熱和鍛造溫度；改善坯料形狀，使模鍛時各斷面變形盡量均勻一致；以及采用原始晶粒度小的坯料等。    鍛造時如表層金屬變形程度小，落人臨界變形范圍或終鍛時鍛件表面溫度低于合金的再結晶溫度，留下加工硬化痕跡，固溶處理后將產生表面粗大晶粒。防止的對策是將模具預熱溫度提高到350，操作工具預熱至150，采用效果良好的潤滑劑，加快操作，防

11、止悶模使金屬表面溫度急劇下降，最好整個模鍛操作時間不超過10s。    在其它條件正常的情況下如固溶溫度過高將產生鍛件整體粗晶。    當合金中存在鈦氨化合物、硼氮化合物等，形成偏析時，這些化合物偏析都阻礙晶粒長大，因此，鍛件中有這類偏析的部分，具有細小的晶粒和較高的硬度，沒有這類偏析的部分，晶粒則比較粗大，導致在鍛件內形成大小不均勻的晶粒。     GH88合金增壓器葉片鍛造時，當鍛造加熱為1070，30min和1180，45min，以及鍛造中不涂潤滑劑時，經正常熱處理（1180，lh水淬十8

12、00，16h時效）后的葉片鍛件皆出現不同程度的粗晶（見圖片5-1316）。該葉片的原坯料為均勻細小的晶粒組織（見圖片5-17）。當鍛造加熱為1070，30min時，葉片的表層溫度低，發(fā)生了不均勻變形，表層金屬處于臨界變形程度范圍內，熱處理后導致葉片產生粗晶。而當鍛造加熱為1180，45min時，由于臨界變形，處于葉背的表層金屬在高溫下發(fā)生了聚集再結晶，因此形成了粗晶。當葉片模鍛時不涂潤滑劑，由于表層摩擦力大，使葉片發(fā)生了不均勻變形，在葉身內必然有某一部位處于臨界變形，導致出現粗晶。當選用適宜的加熱規(guī)范（1130，30min）和改善潤滑條件后，葉片基本上不再出現粗晶，其低倍組織及高信組織見圖片5

13、-1819。 圖片5-13 1070，30min加熱模鍛的葉片低倍組織（葉脊及葉盆處晶粒粗大）圖片5-14 1180，45min加熱模鍛葉片葉身中部的晶粒情況 100×圖片5-15 1180，45min加熱模鍛葉片背粗大晶粒 100×圖片5-16 不涂潤滑劑模鍛葉片葉身粗晶情況圖片5-17 GH88合金原棒材均勻細小的晶粒組織 400×圖片5-18 1130/30min加熱模鍛的葉片的低倍組織（粗晶基本消除）圖片5-19 1130/30min加熱模鍛的葉片葉身的粗晶情況 100×      介紹了GH49合金鍛造葉

14、片的臨界變形粗晶，該例分析認為該合金臨界變形粗晶的形成機制是由少數原有晶粒的直接長大而形成的，晶粒直接長大的最初驅動力是晶界兩側的畸變能差。解決該臨界變形粗晶的措施主要是：增大終鍛時的變形程度；終鍛后將葉片立即放人與鍛造溫度相同的退火爐內保溫10min，以使畸變能盡可能地釋放；另外，選用合適的變形溫度和改善潤滑條件。    為避免高溫合金鍛件產生粗晶，生產中還應注意如下問題：    1）高溫合金鍛件的粗晶，與原材料及鍛造工藝過程中各個環(huán)節(jié)（包括加熱、變形、模具、潤滑、操作等）均有關系。因此，為保證鍛件質量穩(wěn)定，工藝編制要詳細、正確，執(zhí)

15、行工藝要嚴格、準確。高溫合金的重要鍛件，即使小量生產，也應采用模鍛。    2）不同牌號高溫合金的再結晶特性有所不同。例如，多數高溫合金的臨界變形程度為3%5%，而GH135合金為 4%6%，鍛造時應使各處變形程度超過上述數值。    3）不同冶煉方法、不同爐號的同牌號高溫合金，由于化學成分的實際含量有差別，因此實際再結晶溫度和聚集再結晶溫度常常是不一樣的。強碳化物和金屬間化合物的形成元素碳、鋁、鈦等的影響更為明顯。例如，生產和試驗證明：不同冶煉方法、不同爐號的GH33合金，其適宜的最高加熱溫度在10701140之間變化。因此應根據各

16、批材料的情況采用具體的有效措施。    2.裂紋    高溫合金由于塑性差，鍛造時經常出現各種裂紋。尤其是鑄錠，由于具有粗大的柱狀晶，鍛造時更易開裂。產生裂紋的原因主要有：    1）有害雜質含量多，鉛、秘、錫、銻、砷、硫等都是高溫合金中的有害雜質，這些元素的熔點低，在合金中分布于晶界上，降低了合金的塑性；    2）合金中某些元素（例如，GH37中的硅、硼及GH132、GH135中的硼）含量偏高，它們在合金中形成脆性化合物，并沿晶界分布，使合金的塑性降低； 

17、60;  3）鑄錠表面和內部的質量差，或棒材中存在某些冶金缺陷（例如，夾雜物、分層、縮孔殘留、疏松、點狀偏析、碳化物堆積等），鍛造時引起開裂；    4）在火焰爐中加熱時，燃料和爐氣中含硫量過高，硫與鎳作用后形成低熔點共晶體，沿晶界分布，降低了合金的塑性；    5）裝爐溫度過高，升溫速度過快，尤其在加熱鑄錠和斷面尺寸大的坯料時，由于合金導熱性差，溫度應力大，易引起炸裂；    6）加熱溫度過高或變形溫度過低；    7）變形程度過大或變形速度過快； &#

18、160;  8）變形工藝不當，存在較大的拉應力和附加拉應力。    為防止產生裂紋，應當采取如下對策：    1）對原材料應按標準進行檢查，要嚴格控制有害元素的含量。某些有害元素（例如硼）過多時，可適當降低鍛造加熱溫度；    2）鑄錠需經扒皮或砂輪清理后，才能加熱鍛造；    3）加熱時應控制裝爐溫度和升溫速度；    4）在火焰爐中加熱時應避免燃料中含硫量過高。同時，也不應在強氧化性介質中加熱，以免氧擴散到合金中，使合金塑性下降；&

19、#160;   5）要注意控制加熱和變形溫度；    6）鑄錠拔長時，開始應輕擊，待鑄態(tài)組織得到了適當破碎，塑性有所提高后，再增大變形量。拔長時的每火次總變形量應控制在3070范圍內，不應在一處連擊，應采用螺旋式鍛造法，并應從大頭向尾部送進。    對于塑性很低的合金鑄錠和中間坯，可采用塑性墊、包套墩粗等變形工藝。    7)工模具應進行預熱（預熱溫度一般為150350），鍛造和模鍛時應進行良好的潤滑。    3 .過熱、過燒  

20、60; 若合金的加熱溫度過高，高溫保溫時間過長，則晶粒急劇長大，晶界變粗變直，析出相沿晶界呈條狀和網狀分布，使合金塑性降低，鍛造時易產生開裂，同時還引起合金元素貧化。若進一步提高加熱溫度，則晶界上的低熔點相將發(fā)生氧化和熔化，形成三角晶界，使晶粒松弛并產生掉晶現象，鍛造時產生碎裂。    過熱、過燒后的合金組織是不能用隨后的固溶處理加以消除的，故應嚴格控制加熱溫度。    4.合金元素貧化    高溫合金加熱時，常產生碳、硼等合金元素貧化。碳、硼是強碳化物和金屬間化合物的形成元素。貧碳、貧硼，將使合金的高溫

21、持久強度明顯下降，室溫塑性和韌性降低，并能引起表層晶粒粗大。采用無氧化加熱可以防止貧碳，但貧硼現象仍然存在（見表5-5）。為減少合金元素貧化，應避免高溫長時間保溫。對于合金元素貧化的鍛件，為了保證零件的使用性能，貧化層必須在機加工時全部除去。 表5-5 高溫加熱條件對合金元素貧化的影響合金牌號加熱規(guī)范加熱設備及保護措施貧碳層/mm貧硼層/mm備注GH1351160保溫4.5h+電爐13W、Mo、Al、Ti、Ni、Cr、Mn、Si等合金元素無明顯貧化現象1140保溫4hGH371200保溫30min電爐和液化石油氣保護00.81.5電爐和玻璃或陶瓷涂料保護01.61.81190保溫4h+水煤氣無

22、氧化加熱爐04.81050保溫4hGH491220保溫4h+水煤氣無氧化加熱爐021050保溫4h二、不銹耐酸鋼鍛件常見的缺陷與對策不銹耐酸鋼是不銹鋼和耐酸鋼的總稱。在大氣中能抗腐蝕的鋼稱為不銹鋼。在某些化浸蝕性介質（如河水、海水、鹽、堿和某些酸溶液）中能抵抗腐蝕的鋼稱為耐酸鋼。    不銹耐酸鋼除要求耐蝕性外，還要求具有一定的力學性能、焊接性能、冷變形性能和切削性能等以滿足構件的使用要求。為此在鋼中加入大量的Cr、Ni、Mn、Ti等合金元素，其中Cr是提高防腐蝕性能的主要元素。    不銹耐酸鋼按組織可分為鐵素體、奧氏體、和馬氏體三

23、大類。也有介于兩類之間的。在某些文獻資料中將不銹耐酸鋼分為五類（增加了奧氏體鐵素體復相不銹鋼和沉淀硬化型不銹鋼），但從壓力加工工藝角度考慮，以分三類為宜。    （一）鐵素體不銹鋼    該類鋼具有良好的耐酸性，常用作制造硝酸、磷酸、次氯酸鈉等的設備、換熱器、蛇形管、蒸氣過熱器管道以及食品工廠設備等。     常用的一部分鐵素體不銹耐酸鋼的牌號及成分見表5-6。 表5-6  鐵素體型耐酸鋼的牌號和成分鋼號化  學  成  分（質量分數）（%）CSiMnSP

24、CrNiTiMo1Cr170.120.800.800.0300.03516181Cr180.151.000.800.0300.03527300.201Cr17Ti0.120.800.800.0300.03516185×C%0.81Cr25Ti0.121.000.800.0300.03524275×C%0.81Cr17Mo2Ti0.100.800.800.0300.03516187×C%1.61.9     由表5-6中可見，鐵素體不銹耐酸鋼中加入大量的Cr、Si等合金元素。鋼中加入Cr是為了提高鋼的電極電位，增強鋼的抗腐蝕能

25、力，Si也有和Cr同樣的作用。     不銹鋼中加入約2%Si（質量分數）可提高在硫酸和鹽酸中的抗腐蝕性。但Si量過高將使鋼的塑性急劇降低，Si量大于4%5%（質量分數）后就不易鍛軋加工，更不易冷變形。     由Fe-Cr二元相圖（見圖5-6）可知，當鋼中Cr12.5%（質量分數）時，鋼液結晶后始終保持鐵素體組織，加熱和冷卻時不發(fā)生同素異構轉變，故不能通過熱處理方法來細化組織。該類鋼加熱到475附近或自高溫緩冷至475附近時，有析出，產生脆化現象，即所謂475脆性。該類鋼在820520長期加熱或緩冷將析出相，引起

26、鋼的脆化。     1.鐵素體不銹耐酸鋼的鍛造特點     1）該類鋼的再結晶溫度低、再結晶速度快，加熱溫度越過900后，晶粒迅速長大（見圖5-7）。     2）該類鋼的塑性較差，尤其是該類鋼的鋼錠為粗大晶粒的柱狀晶，塑性很低。     3）該類鋼的導熱性差，熱膨脹系數大。加熱和冷卻過程中的溫度應力較大。    4）該類鋼在820520附近長期加熱或緩慢冷卻時有相和相析出。引起脆性。圖5-6 F

27、e-Cr二元相圖a）Fe-Cr二元相圖 b）Fe-Cr二元相圖的左下角部分 圖5-7  晶粒大小隨溫度的變化  1鐵素體鋼 2奧氏體鋼     2.鍛造過程中的主要缺陷和對策    （ 1）晶粒粗大     鐵素體鋼的晶粒度對性能有很大影響。粗晶使鐵素體鋼的室溫力學性能和抗腐蝕性能下降。晶粒很粗大時，鋼的脆性很大，甚至鍛件切邊時，就會出現裂紋。     該類鋼于600時晶粒就開始長大，950以上發(fā)生晶粒急劇長大的現象

28、，隨著加熱溫度和加熱時間增加，能產生較粗大的晶粒。而且該類鋼是無同素異構轉變的單相鋼，不能用熱處理的方法細化晶粒。防止晶粒粗大的對策是：     1）鍛造該類鋼時，加熱溫度應1150；900以上要快速加熱，盡量縮短高溫停留時間；     2變形程度應足夠大，最后一火次的鍛造變形量不應小于30；     3）終鍛溫度應不高于800。但是為了避兔溫度過低產生加工硬化，終鍛溫度不應低于700，通常選用750。     （2）裂紋 &

29、#160;   該類鋼導熱性差、塑性低，尤其是鋼錠為粗大晶粒的柱狀晶，塑性很低，鍛造過程中很易開裂。防止裂紋的對策是：     1）鋼錠應預先進行退火處理。鋼錠表面必須經過修磨或扒皮，不允許有任何缺陷存在，否則將會在鍛造過程中產生嚴重開裂。     2）鋼錠人爐溫度應700，熱錠裝爐溫度不限；在 760以前應緩慢升溫，加熱速度一般為0.51mmmin，但900以上要快速加熱，鋼錠加熱溫度為11001150，鋼坯加熱溫度為11001130；鋼錠加熱到規(guī)定的均熱階段時，必須勤翻料，以保證錠料出爐時陰

30、陽面溫差較小。     3鍛造過程中要注意輕擊快打，尤其是第一火要勤打、勤翻、勤倒角，其目的是提高鋼的塑性，避免鍛裂；鍛造方坯時不要出棱角，防止因棱角溫度低而開裂；鍛造中發(fā)生魚鱗裂紋時，繼續(xù)鍛打即可消除。     （3）脆性和475脆性    高鉻鐵素體不銹鋼常易產生脆性和475脆性。前面已經介紹，這兩種脆性分別是在820520和475附近長期加熱或緩慢冷卻時由于相和相的沉淀引起的。當加熱溫度超過上述兩個溫度范圍時，相和相將迅速溶入基體。而鍛造加熱溫度均超過1100，故在鍛造

31、加熱過程中不會引起脆性和475脆性。因此，為了防止脆性和475脆性的產生，關鍵是控制鍛后的冷卻速度。該類鋼鍛后應分散空冷，快速通過上述兩個脆化區(qū)。    （二）奧氏體（包括奧氏體-鐵素體）不銹鋼     1.概述     鎳鉻奧氏體耐酸不銹鋼，除了有較好的耐蝕性、室溫及低溫韌性外，還具有良好的工藝性能。這類鋼突出的冷變形性能是鐵素體不銹鋼所不及的，因此，該類鋼得到了廣泛應用。該類鋼常冷軋后用以制造不銹鋼結構及零件，無磁性零件等。1Crl8Ni9Ti是目前應用最廣的一種，它被用

32、來制作在610以下長期工作的鍋爐和汽輪機的零件以及化工中各種閥門零件。    我國常用的奧氏體型不銹耐酸鋼的牌號和成分見表5-7。現以1Crl8Ni9Ti為例對該類鋼的特點介紹如下：表5-7 奧氏體型耐酸不銹鋼的牌號和成分鋼號化  學  成  分（質量分數）（%）CSiMnSPCrNiTiMoNb其它0Cr18Ni90.061.002.000.0300.03517198118×C%Cu:1.82.2 W:2.02.751Cr18Ni90.121.002.000.0300.03517198112Cr18Ni90.13

33、0.221.002.000.0300.03517198110Cr18Ni9Ti0.081.002.000.0300.03517198115×C%0.71Cr18Ni9Ti0.121.002.000.0300.03517198115(C%-0.02)0.81Cr18Ni11Nb0.101.002.000.0300.03517209132Cr13Ni4Mn90.150.251.008100.0300.06012143.75.01Cr18Ni12Mo2Ti0.121.002.000.0300.035161911145(C%-0.02)0.81.82.50Cr18Ni18Mo2Cu2T0.1

34、71.002.000.0300.035171917191.82.24Cr14Ni14W2Mo0.40.50.800.70131513157×C%0.250.40         1Cr18Ni9Ti鋼屬于奧氏體型不銹耐酸鋼，其相圖見圖5-8。由該圖可知，經過10501100的淬火處理（水中或空所中）后呈單機奧氏體組織，它在不同溫度和濃度下的各種強腐蝕介質中（如硝酸、大部分有機酸和無機酸的水溶液、磷酸、堿及煤氣等）均有良好的耐酸蝕性，在空氣中熱穩(wěn)定性也很高，達850。但當鋼中鐵素體形成元素（Cr、Ti、St

35、）含量增加時，就可能出現 相，使塑性降低，化學穩(wěn)定性下降。另外，加熱溫度過高時，則由區(qū)進人區(qū)，也會使-鐵素體量增多，高溫塑性顯著下降。在700900區(qū)間如加熱和冷卻緩慢則都將有相析出。相是非常脆的金屬間化合物，相的出現會使不銹鋼塑性降低。因此在該溫度區(qū)間要快熱和急冷。圖5-8  鐵-鉻狀態(tài)圖    奧氏體不銹耐酸鋼的鍛造特點是：    1）由于鋼內含有大量Cr、Ni等合金元素，使再結晶溫度升高、速度減慢；    2）由于鋼內含有大量Cr、Ni等合金元素，使其變形抗力增大。18-8型鋼的

36、變形抗力大約是碳鋼的1.5倍。     3）導熱性差。1Cr18Ni9Ti鋼在低溫區(qū)熱導率僅為普通鋼的1/3室溫下碳鋼熱導率為41.868w（m·）；而這種鋼100時為16.132w（m·），500時為22.123w（m·），隨著溫度升高熱導率也提高。     4）鍛造溫度范圍窄，因為始鍛溫度過高時，鐵素體量增多，使塑性下降；另外，1Cr18Ni9 Ti鋼具有高溫晶粒粗化傾向（見圖5-9），這種粗大晶粒不能用熱處理相變方法來細化，其加熱溫度應低于1200。在700900區(qū)間有。相析出，

37、使塑性降低，因此終鍛溫度也不能過低。一般始鍛溫度為11501180，終段溫度為850900。圖5-9 1Cr18Ni9Ti高溫晶粒曲線    2.鍛造過程中的主要缺陷和對策    （1）晶界貧鉻，抗晶間腐蝕性能下降    該類鋼的零件在工作中破壞的主要原因常常是晶間腐蝕，晶間腐蝕的原因是由于晶界貧鉻。晶界附近基體中的鉆含量低于一定數值時，電極電位顯著降低，使材料抗晶間腐蝕性能明顯下降。引起奧氏體鋼晶界附近貧鉻的原因是：    1）加熱產生滲碳現象時，碳與鉻在晶界區(qū)形

38、成大量碳化鉻。    2）在低于900時，緩冷或緩慢加熱，沿晶界析出含鉻量高的金屬間化合物相。    3）在500900緩冷或緩慢加熱，沿晶界有鉻的碳化物析出。    因此，這類鋼應當在微氧化氣氛中加熱，在加熱和冷卻時應迅速通過碳化物和相析出的溫度范圍，并且鍛后應進行固溶處理，使已析出的碳化物和相重新溶人奧氏體，以得到均勻單一的常溫奧氏作組織。固溶溫度一般為10201050，采用水冷。為防止晶粒長大，固溶溫度不宜過高，保溫時間不宜過長。    （2）晶粒粗大 

39、60;  晶粒度對奧氏體鋼性能的影響沒有高溫合金明顯，但是晶粒粗大也引起力學性能、抗晶間腐蝕性能和焊接工藝性能降低。對需要進行氮化處理的4Crl4Nil4W2Mo、2Cr18Ni2W2等奧氏體鋼零件，要求鍛件晶粒度6級，否則，氮化層要起皮剝落。奧氏體鋼無同素異構轉變，因此鍛造加熱溫度和變形程度對晶粒度有很大影響。為了獲得細小而均勻的晶粒組織，最后一火應具有足夠大的變形量。對于不同的鍛件和工序，應依其變形量不同，采用不同的加熱溫度。例如，2Cr18Ni8W2襯套鍛件要求晶粒度6級，某廠原工藝加熱溫度為（1160±20），晶粒35級；后來加熱溫度改為（1120±20）

40、時，晶粒度就達到了67級。    （3）鐵素體帶狀組織和裂紋奧氏體-鐵素體鋼中含有鐵素體。在某些奧氏體鋼中（如 1Crl8Ni9Ti鋼），也會出現鐵素體。這類鋼在變形時，鐵素體沿主伸長方向被拉長形成帶狀組織，并且很易沿鐵素體帶開裂（，圖片8-243、249）。鐵素體帶的出現，將會降低鍛件的橫向力學性能，增加鍛件的缺口敏感性，并使之具有磁性，同時鍛后酸洗時，還會引起過腐蝕缺陷。圖片8-243 鍛件裂紋的高倍組織（裂紋沿相的走向延伸） 300×圖片8-249 沿-相界面發(fā)生的小裂紋 500×      鑄錠中

41、的鐵素體的數量往往高于軋材，因為軋前的加熱已使鐵素體部分地溶解于奧氏體中。因此，為了保證奧氏體鋼具有適當的可鍛性，必須控制原材料中鐵素體的含量。一般要求奧氏體鋼中鐵素體2.5級（約12）。對于鐵素體含量較高的原材料，為避免鍛造時開裂，不應采用拉應力較大的敬粗、沖孔等工序。在這種變形工序中，當鐵素體l級（5）時，即可能出現裂紋。    對于鐵素體較多的原材料，加熱時可適當延長保溫時間或采用鍛前固溶處理（見圖片5-2023），使鋼中的鐵素體溶解于奧氏體中，或聚集變圓，或由帶狀變成鏈狀，以改善鋼的塑性。圖片5-20、21是1Cr18Ni9Ti鋼的過熱組織，圖片5-22、

42、23是將其加熱到1050保溫2h，正火后的組織。圖片5-20 1Cr18Ni9Ti鋼A鍛坯正火前的過熱組織（相呈針狀及網狀分布） 400×圖片5-21 B鍛坯正火前過熱組織（相呈針狀及網狀分布） 400×圖片5-22 A鍛坯正火后的高倍組織（針狀及網狀相消失） 400×圖片5-23 圖片5-23 B鍛坯正火后的高倍組織（針狀及網狀相消失） 400×      奧氏體鋼錠的柱狀晶很粗大，鋼錠和鋼坯的表面缺陷較多，為避免鍛造時開裂，加熱前需用機械加工方法除去表面缺陷。鍛造鋼錠時，開始應輕壓，當變形量超過30后才能重壓；

43、鍛造過程中，應注意操作方法，提高變形的均勻性，盡量減小附加拉應力。    （三）馬氏體（包括馬氏體-鐵素體）不銹鋼    1.概述    馬氏體不銹鋼包括含碳量在0.050.45（質量分數）的各種Cr13型不銹鋼和9Cr18不銹鋼。該類鋼在弱腐蝕介質中，溫度不超過30的條件下有良好的耐蝕性。在淡水、海水、蒸氣、空氣條件下也有足夠的耐蝕性。0Cr13、1Cr13及2Crl3一般用作較高韌性與受沖擊負荷的零件。例如汽輪機葉片、水壓機閥。3Cr13一般用作有較高硬度要求的熱油泵軸及閥門等零部件。4Cr13、9C

44、r18等用作切削、測量、外科醫(yī)療工具、彈簧和滾珠軸承等。    我國常用的馬氏體不銹耐酸鋼的牌號和成分見表5-8。圖5-10為含12Cr（質量分數）、01C（質量分數）的合金狀態(tài)圖。由狀態(tài)圖可知，這類鋼在室溫下的平衡組織是由鐵素本加碳化物組成。該類鋼加熱到AC3和ACm點以上的一定溫度呈單一的奧氏體相。如果加熱溫度過高，則由單相狀態(tài)過渡到雙相狀態(tài)，使鋼的塑性下降。圖5-10 含12%Cr（質量分數），01%C（質量分數）的合金狀態(tài)圖     該類鋼從淬火溫度空冷至室溫，鋼的組織全部由馬氏體組成。  

45、60;  由于該類鋼有同素異構轉變，可以用熱處理方法細化晶粒，因此，對鍛造時的變形工藝要求不像奧氏體和鐵素體鋼那樣嚴格。但是該類鋼由于空冷就形成馬氏體，產生的組織應力很大，因此鍛后空冷是很重要的一環(huán)。表5-8  馬氏體型不銹耐酸鋼的牌號和成分鋼號化  學  成  分（質量分數）（%）CSiMnSPCrNiMoV其它*0Cr130.080.060.080.0300.03512141.52.51.01.30.070.12W:1.52.0*1Cr130.080.150.060.080.0300.03512141.41.80.350.500.180.3

46、0*Cr17Ni20.110.170.080.080.0300.03516182Cr130.160.240.060.080.0300.03512143Cr130.250.340.060.080.0300.03512144Cr130.350.450.060.080.0300.03512149Cr180.901.000.080.080.0300.03517199Cr18MoV0.850.950.080.080.0300.03517191Cr11Ni2W2MoV0.100.160.060.060.0250.03010.512     注：表中有*者為馬氏體-鐵

47、素體型不銹鋼。     馬氏體不銹耐酸鋼的鍛造特點：     1）該類鋼加熱高于一定溫度后出現鐵素體，進入雙相狀態(tài)，變形時極易引起裂紋。該類鋼開始出現鐵素體的溫度大約在1150左右，因此，始鍛溫度一般取為1150。終鍛溫度應高于Ar1，對含碳量低的鋼可取為850，對于含碳量高的鋼取為950。     2）馬氏體不銹耐酸鋼鍛造加熱溫度過高，變形程度太小或變形不均時，冷卻后原粗大奧氏體晶粒形成粗大馬低體組織，且低倍粗晶的傾向性大。     

48、3）該類鋼空冷即形成馬氏體組織，鍛后應緩冷，以防由于組織應力和熱應力的作用命名鍛件產生冷卻裂紋。     2.鍛造過程中的主要缺陷與對策     （1）鍛造裂紋     該類鋼含鐵素體形成元素較多， 使相圖中的鐵素體區(qū)大大右移。加熱過程中，在高于一定溫度后出現鐵素體。加熱溫度越高，保溫時間越長，鐵素體數量越多。結果使該類鋼處于兩相區(qū)狀態(tài)下，因此變形時極易引起鍛造裂紋。     鍛件內出現鐵素體后， 要降低鋼的橫向力學性能，增大缺口敏感性

49、并且容易過腐蝕。這種缺陷用一般熱處理工藝不能消除。此類鋼出現鐵素體的溫度大致在1150左右，加熱時要予以控制。另外，鍛造時避免金屬快速流動，防止由于熱效應引起局部過熱，出現鐵素體而使鋼的可鍛性降低。     該類鋼鍛件中的鐵素體，有時是由原材料帶來的。因此，應控制原材料中鐵素體的含量。     （2）冷卻裂紋     該類鋼對冷卻速度特別敏感，鍛后空冷也會形成較大的組織應力和熱應力，使鍛件產生冷卻裂紋，對較薄的鍛件尤其如此。因此該類鋼鍛件鍛后應經熱處理，待消除應力后再行酸洗，

50、否則容易出現應力腐蝕裂紋。鍛后未緩冷而后又未及時消除殘余應力的鍛件，在空氣中放置時間過長，也會出現應力裂紋和應力腐蝕裂紋。因此，這類鋼鍛后應緩冷（一般在200砂坑或爐渣中緩冷），并及時進行熱處理，以消除內應力。在鍛造過程中，要防止水等冷卻模具的介質噴到鍛件上，以免引起局部開裂。     （3）組織粗大和低倍粗晶     對于馬低體不銹鋼，若鍛造時加熱溫度過高，鍛造變形太小或變形不均勻，則冷卻后原粗大奧氏體晶粒形成粗大馬低體組織，且低倍粗晶的傾向性極大。往往在鍛件熱處理后，出現低倍粗晶和組織粗大的缺陷。這種粗大組織的

51、遺傳性很強，比較頑固，鍛后熱處理也難以消除。     馬氏體不銹鋼的這種組織粗大和低倍粗晶缺陷使鋼的韌性、塑性和疲勞性能下降，因此應加以預防。詳見第三章過熱、過燒一節(jié)。     Cr17Ni2、1Cr13屬于馬氏體-鐵素體鋼，其鍛造特點是易出現的質量問題與馬氏體不銹鋼相似。該類鋼含有較多的初生鐵素體，其鐵素體的含量隨加熱溫度和保溫時間的增加而增多。該鋼由于是雙相組織，塑性較低，特別容易出現鐵素體帶（見照片8-289），這將使鍛件的橫向性能，特別是塑性指標和沖擊韌度劇烈降低，見表5-9。因此，鍛前加熱溫度通常不越過1

52、180，始鍛溫度一般為11001150。該類鋼終鍛溫度一般不應800，否則會出現加工理化現象，變形抗力增大，而且易出裂紋。當鋼中含微量鉛、錫、砷時，其塑性將下降更大。該類鋼有形成龜裂和撕裂的傾向。    該類鋼鍛后冷卻有馬氏體轉變，快冷時易形成裂紋。鋼的含碳量越高，產生裂紋的傾向性越大。表5-9 帶狀組織對Cr17Ni2鋼力學性能的影響取樣方向力   學   性   能（平均值）b/MPa0.2/MPa(%)(%)HBk/(MJ/m2)縱向0°93571618.759.13.641.1

53、5橫向90°91770315.946.33.640.26弦向45°92571118.757.13.650.59圖片8-289 縱向擠壓葉片葉身的高倍組織（鐵素體呈縱向分布） 500× 三、萊氏體高合金工具鋼鍛件常見的缺陷與對策     本章將分別介紹萊氏體高合金工具鋼、高溫合金、耐熱不銹鋼、鋁合金、鎂合金、銅合金和鈦合金等七類金屬材料鍛件質量的一些共性問題。對每一類金屬材料，在概要介紹其鍛造工藝特點的基礎上，著重分析了鍛造過程中的主要缺陷、缺陷產生的原因和防止的對策。    結構鋼（包括碳素結構

54、鋼和合金結構鋼）在生產中應用最廣泛。與高合金工具鋼、耐熱不銹鋼和高溫合金相比，結構鋼的工藝塑性好，變形抗力小，導熱性好，鍛造溫度范圍寬。但是，由于結構鋼的冶煉方法較多、鋼錠的尺寸較大、澆鑄后冷卻速度慢、偏析嚴重。因此，該類鋼的鋼錠和鋼材中存在有較多的冶金缺陷，如殘余縮孔、枝晶偏析、氣泡、疏松。夾雜等。這些缺陷可能在鍛件內產生遺傳性的影響。    結構鋼在加熱和冷卻過程中有同素異構轉變，鍛件的使用性能主要靠最終熱處理工藝來保證。另外，鍛造過程中的某些缺陷也可以用鍛后熱處理（如正火、退人等）予以消除或善。    結構鋼鍛件鍛造過程中的質量

55、問題大致如下：    加熱過程中的主要缺陷是氧化、脫碳、過熱、過燒。鍛件過熱后在低倍上表現為粗晶。多數合金結構鋼鍛件過熱后沿原高溫奧氏體晶界有析出相，并常常呈現穩(wěn)定過熱。馬氏體鋼和貝氏體鋼鍛件過熱后，由于組織遺傳的原因，常產生低倍粗晶。結構鋼過熱后的斷口，按過熱的程度和檢驗狀態(tài)不同有粗晶斷口、萘狀斷口和石狀斷口等。    結構鋼一般都具有較好的塑性，鍛造過程中的開裂主要是下列因素引起的：鋼錠和鋼材中的冶金缺陷；加熱過程中由于滲硫、滲銅、滲錫等原因，在晶界上存在有低熔點相；鍛造操作不當。     鍛造變形工

56、藝不當時，可能引起折疊、流線分布不符合要求等缺陷。終鍛溫度偏低時，可能在鍛件內引起帶狀組織。    結構鋼在冷卻過程中由于有相變，能引起組織應力。結構鋼大鍛件，當合氫量較高，且鍛后冷卻工藝不當時，常易產生白點。    結構鋼鍛件在鍛造過程中常產生的上述缺陷，由于在前面章節(jié)中已有詳細論述，故本章不再介紹，對于工具鋼，本章也只介紹其中質量問題較多的萊氏體高合金工具鋼。       （一）概述    萊氏體高合金工具鋼包括高速鋼和Cr12型模具鋼等。&

57、#160;   高速鋼是用于制造高速切削的刃具。這類刃具除要求高硬度、高耐磨性以外，還要求高熱硬性，即在高速切削條件下刀刃不會因發(fā)熱而軟化的性能。這類鋼在適當淬火、回火熱處理后的硬度一般高于63HRC，高的可達6870HRC，并且在600左右仍然保持6365HRC的高硬度。Cr12型模具鋼用于制造重負荷、高精度、高壽命的冷變形模具。例如，冷沖模、冷鐓模、滾絲模、冷軋輥等。這類模具要求具有高強度、高硬度、高耐磨性、以及足夠的韌性。這類鋼淬火、回火后的硬度為6264HRC。     我國常用的萊氏體高合金工具鋼的牌號和在成分見表5-1和表

58、5-2。 表5-1 高速鋼的化學成分鋼   號化  學  成  分（質量分數）（%）CWMoCrVCoSiMnNbAlSPXL加入量W18Cr4V0.700.8017.5019.000.303.804.401.001.400.400.400.0300.0309W18Cr4V0.901.0017.5019.000.303.804.401.001.400.400.400.0300.030W12Cr4V4Mo1.201.4011.5013.000.901.203.804.403.804.400.400.400.0300.030W14Cr4VMnXL0

59、.800.9013.5015.000.303.504.001.401.700.500.350.550.0300.030W6Mo5Cr4V20.800.905.506.754.505.503.804.401.752.200.400.400.0300.0300.07W6Mo5Cr4V2Al1.051.205.506.754.505.503.804.401.752.200.600.400.801.200.0300.030W6Mo5Cr4V5SiNbAl1.551.655.506.505.006.003.804.404.205.201.001.400.400.200.500.300.700.0300.

60、030W10Mo4Cr4V3Al1.301.459.0010.503.504.503.804.502.703.200.500.500.701.200.0300.030W12Mo3Cr4V3Co5Si1.201.3011.5013.502.803.403.804.402.803.404.705.100.801.200.400.0300.030    注：1.為改善鋼的組織和性能，允許在鋼中加入適量稀土元素，但需在證明書中注明。    2.在鎢系高速工具鋼中，鉬含量允許到時1.0%。鎢、鉬二者的關系：當鉬含量越過0.3%時，鎢含量相應減少

61、，在鉬含量越過0.3%的部分每1%的鉬代替2%的鎢。在這種情況下，在鋼號后面加上“Mo”。表5-2 萊氏體高合金模具鋼的化學成分鋼號化  學  成  分（質量分數）（%）CMnSiCrMoVWCr122.02.30.350.411.513.0Cr12W2.02.30.350.411.012.50.60.9Cr12MoV1.451.70.350.411.012.50.40.60.150.33Cr2W8V0.300.400.20.40.352.22.70.20.57.59     由表中可見在萊氏體高合金鋼中加人了大量的W、Cr

62、、Mo、V等合金元素，有的還含有多量的Co。下面以高速鋼為例，介紹合金元素在鋼中的作用。    鋼中的W、V和C形成復合碳化物，在淬火加熱時，一部分碳化物溶于奧氏體中，淬火后，又過飽和地溶入-Fe中形成合金馬氏體。由于W、V和C原子的結合力很大，提高了合金馬氏體受熱分解的穩(wěn)定性。要使馬氏體分解、并使其分解生成的復合碳化物聚集，需要較高的溫度（600650）。同時，另一部分過剩的W、V碳化物在高溫加熱時也能有效地阻止晶粒長大，因此，高速鋼能在相當高的溫度下保持較高的硬度。     鋼中碳化物的分布狀況對萊氏體高合金工具鋼的使用性能影響極大。只有當碳化物呈細小顆粒并均勻分布時，該類鋼的良好使用性能才能充分地表現出來。如果碳化物呈大塊或網狀分布，則刃具和模具工作時常在碳化物堆積處發(fā)生崩刃或折斷。當刃口部分碳化物很少時，極易磨損和變形。另外，當碳化物呈帶狀分布時，使橫向塑性和韌性降低，這對在重載下工作的模具影響很大，使許多模具在工作時常常沿碳化物帶開