鋼凈化壓實(shí)淬透

鋼凈化壓實(shí)淬透第1頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

井口鍛件鋼凈化、壓實(shí)、淬透和低溫沖擊

2014.11.18（兼談4130、410鋼的熱加工）第2頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月一、API6A井口裝置和采油樹(shù)設(shè)備規(guī)范有關(guān)參數(shù)最高額定工作壓力138MPa額定溫度（℃）材料選擇大多數(shù)訂貨低溫沖擊要求超規(guī)范第3頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月二、經(jīng)常碰到的材料質(zhì)量問(wèn)題

——4130、410等等CrMo鋼、半馬氏體鋼的低溫沖擊不達(dá)標(biāo)；

——工藝重復(fù)性差，性能不均勻、有時(shí)沖擊值大跳躍；

——淬裂；

——探傷不合格；

——鍛件表面質(zhì)量差、缺少加工余量。第4頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

三、分析成分未得到針對(duì)性優(yōu)化；鋼坯存在原始冶金缺陷；晶粒大或不均勻；未壓實(shí)鍛透；未沖去心部夾雜；終鍛溫度過(guò)高；鍛裂、折疊；鍛造附具不匹配；未淬透、熱處理組織不均或出現(xiàn)大量塊狀鐵素體甚至魏氏組織（或δ鐵素體、網(wǎng)狀組織過(guò)多）、以及各種導(dǎo)致淬裂的其它因素；利用率過(guò)高。操作不嚴(yán)謹(jǐn)。第5頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1，成分通析C、Mo偏析或T/2處的“A”偏析影響所有性能.4130的淬深有限，厚200以上環(huán)形大件T/4的深50mm處很難達(dá)到≥80%貝氏體，并確保-29℃的KV2≥27J。S、P量及Sb、As、Sn高，P+Cu或P+Sn高致脆。有嚴(yán)苛低溫沖擊考核的CrMo鋼應(yīng)要求P≤0.006、S≤0.003、As和Sn各≤0.010、Sb≤0.003。歐標(biāo)都要求Al終脫氧鋼的全鋁在0.015~0.035%。410也可加Al。4130C（0.30）靠中限，Cr（0.95/1.10）、Mn（0.50/0.60）、Mo(0.20/0.30)、Ni(0.40/0.50)均靠中上限為好。410的C中上限，Cr中下限。Ni最大可加到0.6，Ni達(dá)到1.5后能有效能抑制鐵素體產(chǎn)生。Mo是鐵素體形成元素，超2%后快速促進(jìn)δ鐵素體析出，但它的抗回火脆性、熱穩(wěn)定性很好，取中限為好。Ti、V、Nb慎處。Si控低限（Si、P易結(jié)合致脆).Mn控中上限。CrMo鋼氣體含量要低，防止氧化物、氮化物化合物過(guò)多而影響低溫沖擊，要認(rèn)真復(fù)查氣體含量。410可增氮，但鍛造時(shí)易裂。充分利用API6A中成分允差。API6A產(chǎn)品規(guī)范級(jí)別PSL2~4

成分偏差率低合金鋼不銹鋼C0.080.08Mn0.400.40Si0.300.35Ni0.501.00Cr0.50—Mo0.200.20V0.100.10第6頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2，工序?qū)Σ撸?）煉鋼成分優(yōu)化要結(jié)合攻關(guān)主要目標(biāo)和以后的熱工藝開(kāi)展，注意積累歸納本司數(shù)據(jù)確定。純凈性。大幅減少夾雜很重要。純凈鋼能改善常規(guī)力學(xué)性能與抗腐蝕等性能，尤其使低溫沖擊值和持久性能大幅提高。因連鑄坯的固有缺陷應(yīng)慎用。均勻性。尤其是C、Mo偏析。致密性。

——

偏析小、縮孔小、沉積錐小是提高鍛件利用率的基礎(chǔ)。第7頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

達(dá)到“三性”的主要手段：——精煉、冶煉和澆鑄真空化（或采用ESR錠）——原、敷料要好（生鐵、廢鋼、礦石、合金、脫氣劑、脫硫劑等等）——注意清潔度和干燥度——溶化時(shí)多次造渣、抓好除磷，氧化和還原時(shí)抓好除硫，精煉時(shí)抓好除氣（噴鈣使夾雜改質(zhì)）——澆注前抓好耐材質(zhì)量和澆注系統(tǒng)裝配、清潔、預(yù)熱到位，澆注時(shí)抓好注溫、注速和氬保護(hù)系統(tǒng)完善——及時(shí)脫模、熱送或退火、精整——純凈鋼易粗晶，鍛造和熱處理時(shí)應(yīng)考慮到這點(diǎn)。第8頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月鋼錠結(jié)構(gòu)及缺陷“T”肩激冷細(xì)晶層柱狀晶區(qū)傾斜樹(shù)枝晶區(qū)粗大等軸晶區(qū)沉積錐（負(fù)偏析區(qū)）縮孔和碳等元素的嚴(yán)重正偏析區(qū)V形偏析和嚴(yán)重疏松區(qū)A形偏析區(qū)或稱倒“V”偏析區(qū)碳含量的零偏析點(diǎn)，約30％～40％錠身高度處第9頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月電渣重熔LF爐加熱LF爐真空

最主要最常用的手段——精煉和電渣重熔第10頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月煉鋼時(shí)的場(chǎng)景

電爐出鋼爐外精煉真空澆注第11頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月120t三工位精煉爐照片中外面是真空工位，真空蓋懸著，里面是加熱喂料工位，正在開(kāi)蓋，準(zhǔn)備將座包在軌道上移動(dòng)到真空工位脫氣。座包底始終通氬攪拌。第12頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月（2）鍛造把追求成形改成追求“提質(zhì)”。細(xì)晶密實(shí)、控制夾雜和均質(zhì)同化是重點(diǎn)改進(jìn)工藝，對(duì)自由端、死區(qū)進(jìn)行局部變形控制變形（類似控軋），加熱-鍛造參數(shù)匹配，降低終鍛溫度，做好鍛后處理提高利用率應(yīng)在保證通過(guò)驗(yàn)收前提下實(shí)施第13頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月晶粒約3-5級(jí)晶粒度約0-2級(jí)晶粒度▲促使奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素，主要是加熱溫度?！话愫剂吭黾?，晶粒長(zhǎng)大，晶粒長(zhǎng)大傾向性增大。▲凡是能形成穩(wěn)定碳化物的元素如W、Ti、V、Mo、Nb等，都能夠抑制奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，而錳和磷會(huì)促使奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，所以錳鋼加熱時(shí)特別要注意防止晶粒的長(zhǎng)大。Al含量很重要，形成AlN起到阻止晶粒長(zhǎng)大作用。AlN和Al2O3在950℃后逐漸融入晶內(nèi)，失去機(jī)械阻礙物作用，晶粒開(kāi)始長(zhǎng)大。▲當(dāng)變形溫度高于再結(jié)晶溫度100℃以上、總變形量≤35%時(shí)，鍛前加熱和中途回爐加熱的溫度盡量低、保溫時(shí)間的晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大?！鴮?duì)高合金鋼來(lái)說(shuō)鍛造速率低些，使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶完善，晶粒細(xì)小、均勻第14頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

晶粒大小對(duì)CrMo鋼強(qiáng)度的影響晶粒大小對(duì)CrMo鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響晶粒度▲細(xì)晶、細(xì)碳化物組織比細(xì)晶、粗碳化物組織和粗晶、粗碳化物組織韌脆轉(zhuǎn)變溫度低,▲晶粒尺寸對(duì)韌脆轉(zhuǎn)變溫度和斷裂韌度值的影響要比碳化物尺寸顯著得多。晶粒細(xì)化還有助于上B（粒貝）韌性提高▲晶粒越細(xì)，不同取向晶粒晶界總長(zhǎng)度越長(zhǎng)、位錯(cuò)移動(dòng)阻力越大，韌性提高。第15頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

終鍛溫度對(duì)晶粒度的影響第16頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月相變中細(xì)化晶粒的方法1，加改質(zhì)元素（Nb、Al、V…），使鋼錠原始組織大大改善，形成抑制晶粒長(zhǎng)大的“樁”；或反復(fù)正火，減小初始晶粒，增加形核數(shù)；圖（1）2，加大變形量（恒溫變形、增寬變形區(qū)間、工藝優(yōu)化…），打碎枝晶，改善枝間偏析，既增加形核數(shù)又提高轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力。圖（2、3）3，熱處理時(shí)加大冷速；變形時(shí)降低終止溫度（850~750℃二相區(qū)鍛造、750~550℃控軋，形變熱處理TMCP…）增大轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力。圖（4）4，通過(guò)變形和熱處理使較粗大夾雜物破碎，把第二相彌散分布，增加形核數(shù)。圖（3）第2點(diǎn)最重要，是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化的關(guān)鍵（不銹鋼及超純凈電渣鋼尤是）。第3點(diǎn)也很重要，位錯(cuò)層更細(xì)密，使以后的晶粒更細(xì)。第17頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月鍛造中防止和消除晶粒遺傳的對(duì)策1)避免鍛前加熱溫度過(guò)高，尤其對(duì)高淬透性鋼和馬氏體不銹鋼，更應(yīng)嚴(yán)格控溫；2)避免鍛件上存在小變形或臨界變形的區(qū)域，應(yīng)使各部位均有足夠的變形量；3)鍛后熱處理應(yīng)盡可能獲得鐵素體一珠光體組織（如正火），將原始晶粒內(nèi)的位向打亂，這是消除晶粒遺傳的最有效的辦法。；4)對(duì)奧氏體穩(wěn)定性高(尤其含有Ti、V、Nb等元素)的合金鋼和截面尺寸大的重要鍛件，可采用高溫正火(退火)或反復(fù)高溫正火(退火)的方法。因?yàn)樵讦痢碌霓D(zhuǎn)變過(guò)程中比容發(fā)生變化，晶粒間產(chǎn)生相變內(nèi)應(yīng)力，使晶粒變形，產(chǎn)生了畸變能，在高溫奧氏體區(qū)發(fā)生奧氏體再結(jié)晶，由于重新形核和長(zhǎng)大，破壞了原來(lái)的空間取向，從而可使奧氏體晶粒細(xì)化；5)應(yīng)盡量提高650～800℃區(qū)間的加熱速度，切勿在Acl溫度附近保溫或緩慢加熱。大鍛件在600℃左右保溫后，應(yīng)以最大速度加熱到奧氏體再結(jié)晶溫度，以減小晶粒遺傳。第18頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月鋼錠疏松區(qū)域日本曾對(duì)195t、26Cr2Ni4MoV轉(zhuǎn)子鋼錠進(jìn)行解剖試驗(yàn)，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了如上圖所示的1-11mm的中心疏松區(qū)，其最大疏松尺寸為11mm應(yīng)變性應(yīng)力型壓實(shí)類型示意圖疏松區(qū)和壓實(shí)路線第19頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月電渣錠鐓粗的壓實(shí)效果示意第20頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月拔長(zhǎng)壓實(shí)的主要方法FM法雙V法三角錠法WHF法FMLSUF(走扁方)TER還有JTS降溫鍛造、控鍛成形等等第21頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月最常用的WHF法操作注意砧寬/坯高為0.6左右，翻轉(zhuǎn)90°拔方，進(jìn)砧量不要過(guò)滿，要有搭接量壓下時(shí)壓力不要中斷，要盡可能連續(xù)施壓，每道壓下量為坯料高度的20％鍛件端面的一砧要滿砧強(qiáng)壓下，使端面凸出不斷清除砧面上的氧化皮壓“谷”避“峰”（見(jiàn)右圖）W/ho為0.5時(shí)壓三砧的內(nèi)部應(yīng)變分布

不變形區(qū)粘滯、小變形區(qū)第22頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

鍛造時(shí)注意切頭尾和沖孔●鋼錠底部沉積錐區(qū)域的雜質(zhì)應(yīng)得到充分切除●用相當(dāng)于坯料直徑1/3的大小的空心沖子、從鋼錠底部端朝冒口端方向沖孔，把未切去的沉積錐（尤其是上部分）反擠入芯塊●不要把大量冒口料鍛進(jìn)本體●鐓、拔、芯棒擴(kuò)孔或拔長(zhǎng)的鍛造比盡量接近（或把最大鍛比放在主應(yīng)力方向）第23頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

影響δ鐵素體、網(wǎng)狀組織過(guò)多的因素：

1，鍛后冷卻速度過(guò)快和過(guò)慢都會(huì)導(dǎo)致魏氏組織或鐵素體塊狀組織、碳化物網(wǎng)狀組織的形成。

2，加熱溫度過(guò)高、粗大奧氏體晶粒將促進(jìn)此類組織形成。

3，碳含量為0.10%~0.4%時(shí)較易形成魏氏鐵素體。

4，終鍛溫度過(guò)高，停鍛之后，鍛件內(nèi)部晶粒會(huì)繼續(xù)長(zhǎng)大，形成粗晶組織。例如亞共析鋼的終鍛溫度若比A3高出太多，鍛后奧氏體晶粒將再次粗化。在一定范圍的冷卻速度下，塊狀和網(wǎng)狀組織容易在粗大晶粒的奧氏體中產(chǎn)生。終鍛溫度過(guò)高還使CrMo鋼淬火溫度大大提高。

5，形狀復(fù)雜、壁厚大；合金組元復(fù)雜。第24頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

用較低溫度下的變形來(lái)改善鐵素體形態(tài)形變誘導(dǎo)鐵素體一般呈等軸狀的形貌,形核地點(diǎn)一般在奧氏體晶界.隨著變形溫度的降低和變形量的增大,形核地點(diǎn)向奧氏體晶內(nèi)擴(kuò)展,且形變誘導(dǎo)鐵素體的轉(zhuǎn)變量也增加,但轉(zhuǎn)變量不會(huì)超過(guò)該溫度下的平衡量。先共析鐵素體的形態(tài)受變形溫度和冷卻速度的影響,隨著冷卻速度增加,鐵素體形態(tài)由等軸狀向針狀和魏氏組織形態(tài)轉(zhuǎn)變;變形溫度降低,有利于得到等軸狀的鐵素體.變形對(duì)塊網(wǎng)鐵素體的形成有抑制作用,使形成該組織的臨界冷卻速度增大.隨著變形溫度的降低和變形量的增大,變形后冷卻過(guò)程傾向于得到等軸狀的鐵素體加珠光體的組織。降低變形溫度和增大變形量同樣有利于細(xì)化鐵素體晶粒,但容易造成組織不均勻，另外要防裂。第25頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

（3）熱處理工藝參數(shù)制定時(shí)充分考慮到韌性要求，強(qiáng)化固溶、深度冷卻（水淬液冷）。高度重視回火。裝爐時(shí)墊高、工件有間隔，墊鐵高于火口中心≥150mm。循環(huán)水溫（最后一件時(shí)）≤35℃（理想水溫＜25℃），充分?jǐn)嚢?，破壞汽膜。開(kāi)爐門起在60~90sec內(nèi)入水。最后一件多保溫不超過(guò)1h。設(shè)計(jì)合理的熱處理件加工形狀。適用的工裝。防止過(guò)熱裂紋。及時(shí)開(kāi)展失效分析。第26頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月30CrMo連續(xù)轉(zhuǎn)變圖（CCT圖）4130第27頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月英國(guó)第28頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月淬火溫度對(duì)性能的影響回火溫度對(duì)性能的影響￠30mm試坯870℃630℃第29頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月案例太重

厚170~330，重20t軸套，870℃×7h（WC）、630℃×14h（WC）調(diào)整Cr、Mo含量前后比較第30頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月空冷油冷水冷不同直徑在不同介質(zhì)中的冷速第31頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月冷速（通常用700℃時(shí)冷卻速度來(lái)評(píng)價(jià)淬透性）

lgV水=7.90-1.86lgD提高冷速可大大減少初析鐵素體，并獲得絕大部分B。JSW上重第32頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月第33頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1Cr13相圖Si、Cr、Mo是鐵素體形成元素，含量提高使α+γ線的相變點(diǎn)提升，且殘余奧氏體分解相對(duì)快一些，故取高溫淬低溫回。

C、Ni擴(kuò)大γ相、使α+γ線的相變點(diǎn)下降，故淬火溫度下降，另使CCT鼻子線右下移，過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定，需提高回火溫度使其獲得分解動(dòng)力。實(shí)例淬火溫度回火溫度C0.10Cr14Si0.8Ni0.201000~1020℃680~700℃C0.15Cr11.5Si0.3Ni0.60930~950℃750~770℃

第34頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月CCT圖若δ鐵素體殘留（往往是塊狀）+后續(xù)加工中析出的α相（網(wǎng)狀或小的延晶粒狀）出現(xiàn)較多時(shí)，熱處理是無(wú)法徹底改善的，只有在預(yù)先鍛造中充分注意防止其出現(xiàn)。如果出現(xiàn)脆化那只有改鍛。一般來(lái)說(shuō)，淬火后得到的馬氏體在回火中到550℃以上才開(kāi)始分解（含Ni高的還要高）。此時(shí)延晶析出極細(xì)的索氏體，到600℃以上，碳化物逐步凝集，700℃時(shí)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟镎ｉg距的索氏體，KV2值上升資料：在多向大鍛比（＞9）下才能得到各向同性的穩(wěn)定的抗低溫沖擊組織第35頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月950℃淬火不同回火的近表面試樣常溫沖擊功950℃淬后不同回火溫度后2英寸試樣在不同實(shí)驗(yàn)溫度下的沖擊功不同碳量在不同淬火溫度下鐵素體量950℃淬、750℃回后第二次回火后與KV2關(guān)系Pt值在21左右KV2高（150J多）

第36頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1Cr13的成分設(shè)計(jì)和工藝重點(diǎn)淬火溫度影響回火溫度影響回火時(shí)間影響GB/T8732要求δ鐵素體不超10%。加Ni、N能減少鐵素體量，但Ni參考值最多加到0.6，起不了太大作用。但N很難加入且易裂。C量可靠中上，但可上調(diào)幅度很小。Creq=Cr+2Si+1.5Mo+1.75Nb目標(biāo)Nier=30C+0.5Mn+2Ni+25N+40B目標(biāo)Cr、Si控中下限但加強(qiáng)冷卻，Mn控中上限，適量加Al。

大多企業(yè)里，加熱溫度過(guò)高是造成δ鐵素體大量析出的主因，也是晶粒粗化的主因。晶粒粗化直接導(dǎo)致KV2下降。晶粒度每粗1級(jí)，KV2平均跌12J多。

加熱溫度最好≯1200℃，按變形量調(diào)整?？刂痞蔫F素體＜5%。優(yōu)化成分第37頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月四，淬火裂紋淬火裂紋是過(guò)冷奧氏體在馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)（低于250C）孕育-發(fā)生、在回火時(shí)擴(kuò)展。多數(shù)呈無(wú)分叉、無(wú)氧化、較光滑的線狀。往往發(fā)生在淬透區(qū)或淬透和未淬透過(guò)渡區(qū)。在淬火過(guò)程中，當(dāng)淬火產(chǎn)生的巨大應(yīng)力大于材料本身的強(qiáng)度并超過(guò)塑性變形極限時(shí)，便會(huì)導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生。淬火裂紋往往是在馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始進(jìn)行后不久產(chǎn)生的，裂紋的分布則沒(méi)有一定的規(guī)律，但一般容易在工件的尖角、截面突變處形成。在顯微鏡下觀察到的淬火開(kāi)裂，可能是沿晶開(kāi)裂，也可能是穿晶開(kāi)裂；有的呈放射狀，也有的呈單獨(dú)線條狀或呈網(wǎng)狀。因在馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的冷卻過(guò)快而引起的淬火裂紋，往往是穿晶分布，而且裂紋較直，周圍沒(méi)有分枝的小裂紋。因淬火加熱溫度過(guò)高而引起的淬火裂紋，都是沿晶分布，裂紋尾端尖細(xì)，并呈現(xiàn)過(guò)熱特征：結(jié)構(gòu)鋼中可觀察到粗針狀馬氏體；工具鋼中可觀察到共晶或角狀碳化物。表面脫碳的高碳鋼工件，淬火后容易形成網(wǎng)狀裂紋。這是因?yàn)?，表面脫碳層在淬火冷卻時(shí)的體積脹比未脫碳的心部小，表面材料受心部膨脹的作用而被拉裂呈網(wǎng)狀。如果裂紋在淬火前已經(jīng)存在，又不與表面相通，這樣的內(nèi)部裂紋雖不會(huì)產(chǎn)生氧化脫碳，但裂紋的線條顯得柔軟，尾端圓禿，也容易與淬火裂紋的線條剛健有力，尾端尖細(xì)的特征區(qū)別開(kāi)來(lái)。

第38頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月厚壁件水淬（馬/半馬）殘余應(yīng)力示意圖

冷卻初冷卻終熱應(yīng)力組織應(yīng)力第39頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月模具塊類件心部軸向心部切向表面切向表面軸向殘余應(yīng)力實(shí)例第40頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月一，淬火裂紋形成因素1，淬火裂紋和元素有關(guān)。影響程度由P、Mo、Cr、V、Mn等依序遞減。第41頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2，和組織（晶粒度、純凈度和均勻度包括加熱均勻度等）、大?。ㄙ|(zhì)量效應(yīng)）、形狀（如端角等應(yīng)力集中處）、均度（如嚴(yán)重的厚薄不均）、表面質(zhì)量（如刀痕、蝕坑）等有關(guān)。同直徑冷卻比大和久重雄模型第42頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3，和馬氏體膨脹速度、各區(qū)膨脹次序、膨脹量及殘奧量有關(guān)。這和介質(zhì)如水淬或油淬或PAG液淬等冷卻方式、速度有關(guān)，和相變時(shí)的熱應(yīng)力、組織應(yīng)力的分布密切相關(guān)。（右圖為小件表面的典型傾向）第43頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月4，淬透性好的材料易發(fā)生裂紋（Ms點(diǎn)越低越易出現(xiàn)，Ms點(diǎn)降8℃，發(fā)生幾率增6倍）5，和淬火溫度（或?qū)Υ箦懠?lái)說(shuō)的淬溫和水溫的差ΔT）有關(guān)。有心淬火的可提高淬溫（但要防晶粒粗大，導(dǎo)致粗針狀馬氏體出現(xiàn)），無(wú)心的應(yīng)降低（小件或心部考核要求不高的件）。水溫越高，ΔT越小、熱應(yīng)力越小，對(duì)小件來(lái)說(shuō)組織應(yīng)力疊加后越易發(fā)生裂紋。但對(duì)大件軸類和形狀復(fù)雜件包括厚壁圈則不一定。有可能在淬透區(qū)和過(guò)渡區(qū)產(chǎn)生高的軸向或徑向拉應(yīng)力而致裂。第44頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月鍛造加熱與熱處理加熱裂紋如何正確鑒別

鍛造裂紋一般在高溫時(shí)形成，鍛造變形時(shí)由于裂紋擴(kuò)大并接觸空氣，故在100X或500X的顯微鏡下觀察，可見(jiàn)到裂紋內(nèi)充有氧化皮，且兩側(cè)是脫碳的，組織為鐵素體，其形態(tài)特征是裂紋比較粗壯且一般經(jīng)多條形式存在，無(wú)明細(xì)尖端，比較圓純，無(wú)明細(xì)的方向性，除以上典型形態(tài)外，有時(shí)會(huì)出現(xiàn)有些鍛造裂紋比較細(xì)。裂紋周圍不是全脫碳而是半脫碳。由于熱處理加熱溫度偏高，保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)或快速加熱，均會(huì)在加熱過(guò)程中產(chǎn)生早期開(kāi)裂。產(chǎn)生沿著較粗大晶粒邊界分布的裂紋；裂紋光滑，兩側(cè)略有脫碳組織，零件加熱速度過(guò)快，也會(huì)產(chǎn)生早期開(kāi)裂，這種裂紋兩側(cè)無(wú)明顯脫碳，但裂紋內(nèi)及其尾部充有氧化皮。有時(shí)因高溫儀器失靈，溫度非常高，致使零件的組織極粗大，其裂紋沿粗大晶粒邊界分布。第45頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月二，常見(jiàn)裂紋通析縱裂⑴縱裂的宏觀形態(tài)沿細(xì)長(zhǎng)零件表面啟裂，在沿縱向擴(kuò)展的同時(shí)，又以垂直表面的方向向截面內(nèi)部擴(kuò)展，形成外寬內(nèi)尖的楔形裂口。縱裂的擴(kuò)展總是終止于截面的中心處附近，外觀上看縱向單條裂紋和橫截面上的楔形裂口，是縱裂的基本宏觀形態(tài)。⑵縱裂的形成條件淬透是縱裂形成的必要條件。小工件淬透后的應(yīng)力狀態(tài)屬于組織應(yīng)力型殘余應(yīng)力，一般情況下組織應(yīng)力的切向應(yīng)力顯著大于軸向應(yīng)力。因此形成組織應(yīng)力型殘余應(yīng)力是縱裂的應(yīng)力條件。⑶縱裂預(yù)防措施①采用較緩慢的冷卻介質(zhì)，如油等。大件也可用水、油雙液淬火，但水、油雙液淬火對(duì)于一些小件無(wú)實(shí)際使用價(jià)值。②工件加熱避免過(guò)熱，出爐后可適當(dāng)預(yù)冷，淬火后及時(shí)回火。第46頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2弧裂⑴弧裂形成的條件同時(shí)具備整體快速冷卻時(shí)不能淬透、具有弧裂的幾何敏感部位的結(jié)構(gòu)形式。⑵幾何敏感部位的結(jié)構(gòu)形式有孔洞、凹面和碗面、截面尺寸突變、軸肩凹面等有緩冷效應(yīng)結(jié)構(gòu)（參考大和久模型）緩冷效應(yīng)。要么使局部未淬硬產(chǎn)生淬火屈氏體并處在馬氏體的包圍之中（如偏析點(diǎn)、淬火時(shí)的上部汽膜不易破損處）；要么淬硬層被局部明顯減薄。在熱處理生產(chǎn)中產(chǎn)生的弧裂中，前一種占絕大多數(shù)。⑶弧裂的形成擴(kuò)展方式及典型宏觀形態(tài)弧裂首先在幾何敏感部位的表面上形成，并由此沿曲（弧）面先向截面內(nèi)部定向擴(kuò)展，嚴(yán)重時(shí)可穿越零件的其余截面，再向零件的外表面延伸，直到在那里呈弧形露出；嚴(yán)重時(shí)常使相應(yīng)部位沿弧裂脫落（或經(jīng)敲擊即可脫落）。開(kāi)裂面通常為形狀各異的曲（?。┟妫畹湫偷氖菑膸讉€(gè)不同的方向觀察時(shí)都呈弧形，是判定弧裂的重要依據(jù)。對(duì)存在于幾何敏感部位上并可引起應(yīng)力集中效應(yīng)的因素（如尖銳拐角），并不誘發(fā)或促進(jìn)弧裂的產(chǎn)生。⑷弧裂的預(yù)防措施①實(shí)施局部強(qiáng)冷：對(duì)于可能引起弧裂的零件，要考慮對(duì)幾何敏感部位進(jìn)行局部強(qiáng)冷（高溫區(qū)間）的可能性和實(shí)施方法。②實(shí)施局部弱冷：對(duì)于可能引起弧裂的零件，要考慮對(duì)幾何敏感部位進(jìn)行局部弱冷（高溫區(qū)間）的可能性和實(shí)施方法。如空心件堵孔淬火，讓孔內(nèi)在高溫區(qū)內(nèi)冷速更緩，并全部轉(zhuǎn)變成屈氏體組織。③實(shí)施低溫區(qū)緩冷的淬火方法（如水淬油冷）。第47頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3大型零件淬火裂紋⑴大型零件淬火殘余應(yīng)力為熱應(yīng)力型淬火介質(zhì)的冷卻能力越強(qiáng)、截面尺寸越大、加熱溫度越高,淬火殘余應(yīng)力越大。⑵應(yīng)力作用方式與開(kāi)裂原因冷卻末期，外層金屬已冷到低溫，內(nèi)部金屬的溫度必然高于外層。當(dāng)其繼續(xù)降溫時(shí)，因伴隨體積收縮受到外層金屬的強(qiáng)力約束，而在中心部位產(chǎn)生三維拉應(yīng)力，最大拉應(yīng)力作用在截面的中心處。金屬力學(xué)性能理論表明，金屬在三維拉應(yīng)力作用下，大大約束了塑性變形能力，使其轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈誀顟B(tài)，極易產(chǎn)生低應(yīng)力脆性斷裂；這就是具有珠光體組織的大件心部金屬，在熱應(yīng)力型應(yīng)力作用下形成裂紋的根本原因。⑶斷口特征①軸類：常為縱向裂開(kāi)，當(dāng)高度為直徑的兩倍以上時(shí)，有橫斷現(xiàn)象，有的甚至裂成多段。中心往往存在網(wǎng)狀組織，降低鋼的強(qiáng)度并沿其擴(kuò)展。當(dāng)軸向與切向最大拉應(yīng)力超過(guò)零件中心處材料的強(qiáng)度時(shí)，首先在該處開(kāi)裂。隨后在淬火應(yīng)力的作用下，裂紋分別沿縱向和橫向由內(nèi)向外擴(kuò)展，直到在外表面露出裂紋。但是裂紋也可能終止于內(nèi)部某處成為內(nèi)裂。較多時(shí)候是在機(jī)加工后顯現(xiàn)。在長(zhǎng)度遠(yuǎn)大于直徑的時(shí)候，橫斷比縱裂更多見(jiàn)，裂紋源通常位于截面中心處，當(dāng)截面中心附近區(qū)域存在冶金缺陷時(shí)，裂紋源才可能偏離截面中心處。②圈類：徑向裂紋較多。也有近端面環(huán)形裂紋。③炸裂的內(nèi)裂：炸裂發(fā)生在冷卻末期或甚至出爐以后幾天。斷裂面平齊，無(wú)明顯塑性變形發(fā)生，呈典型的脆性斷口。第48頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月⑷內(nèi)部冶金缺陷的作用大件截面中心及其附近，是熱應(yīng)力型應(yīng)力的最大拉應(yīng)力存在和作用的位置，這里又是許多冶金缺陷產(chǎn)生或存在的部位。這些缺陷是重要的促裂、誘裂因素，也是大件淬裂的天然裂源和直接原因。由于種種原因的制約與影響，目前我國(guó)大型鑄鍛件的綜合冶金質(zhì)量還很不理想，因而成為影響大件淬裂的最重要的實(shí)際因素之一。⑸大件淬裂的預(yù)防措施①利用熱處理基本應(yīng)力的交互作用和雙重作用特征，設(shè)計(jì)或改進(jìn)大件的淬火工藝（盡量避免截面突變等）；②防止奧氏體化的局部過(guò)熱，利用預(yù)冷降溫的方法（減小ΔT）；③淬火冷卻時(shí)快淬緩冷（如水淬液冷）；④及時(shí)回火注意回火冷卻方法（減小殘余應(yīng)力）。第49頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月4邊廓裂紋⑴邊廓裂紋的形成條件①產(chǎn)生在尖棱角或外輪廓的附近；②快速淬火冷卻條件下；上述兩項(xiàng)決定了裂紋形成處的組織應(yīng)力值極大（組織轉(zhuǎn)變快，截面溫差?。２⑶伊鸭y形成于淬火初期，此后隨著冷卻時(shí)間的延長(zhǎng)，裂紋迅速擴(kuò)展。在制定熱處理工藝時(shí)必須要了解邊廓裂紋的這個(gè)特點(diǎn)。⑵邊廓裂紋的宏觀特征在輪廓或邊棱的附近，并與之基本平行的單條或多條毛細(xì)裂紋；外寬內(nèi)尖與零件外表面基本垂直且裂紋較淺。⑶加熱溫度及應(yīng)力集中因素的影響①邊廓裂紋在較低的淬火溫度下就能產(chǎn)生（不是回火階段，裂紋常有氧化），如過(guò)熱條件下會(huì)更嚴(yán)重?cái)U(kuò)展。②一般應(yīng)力集中因素不產(chǎn)生影響，但表面機(jī)加工刀痕例外。在具有圓形輪廓的淬火零件上，邊棱附近產(chǎn)生的邊廓裂紋，幾乎都是沿著圓形的機(jī)加工刀痕形成和擴(kuò)展的。這是因?yàn)檫吚飧浇募庸さ逗?，恰好處在這類裂紋賴以形成的表面局部合成拉應(yīng)力場(chǎng)的作用范圍內(nèi)。⑷邊廓裂紋的預(yù)防措施①選用較緩和的淬火冷卻介質(zhì)；②淬火冷卻介質(zhì)的溫度不可低于15℃，當(dāng)?shù)陀?℃裂紋易出現(xiàn)；第50頁(yè)，課件共53頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月5脫裂在某些回轉(zhuǎn)體零件（如車輪、齒輪等）和圓柱體零件（如軸、銷類）淬火時(shí)，有時(shí)在輪緣、齒圈和軸肩等部位乃至全部脫（崩）落的淬裂現(xiàn)象，就是脫裂。⑴脫裂的形成規(guī)律①脫裂的產(chǎn)生的條件：熱處理?xiàng)l件：表面加熱淬火回轉(zhuǎn)體零件和圓柱體零件，也