金属常见加工工艺缺陷的特征、原因、影响及措施

1、金属零件常见切削加工缺陷的特征、原因、影响、措施表面粗糙加工表面粗糙度不符合工艺图纸或设计图纸要求。使用中降低疲劳性能和零件使用寿命。，刀刃不光洁不仅会增大切削变形，而且使刃口锯齿状缺陷全部复印到己加工表面，降低加工表面粗糙度。深沟痕加工表面存在有单独深沟痕。使用中将成为应力集中的根源。导致疲劳断裂。零件硬度低、塑性大、切削速度较小或者切削厚度加大等，可使前刀而形成积削瘤。由于积削瘤的金属在形成过程中受到剧烈变形而强化，使它的硬度远高于被切削金鳳贝相当于一个圆钝的刃口并伸出刀刃之外，而在己加工表面留下纵向不规则的沟痕。3鳞片状毛刺以较低或中等切削速度切削塑性金属时，加工表面往往会出现鳞片状毛刺

2、，尤其对圆孔采用拉削方法更易出现，若拉削出口毛刺没有去除，则将成为使用中应力集中的根源。加工过小零件拐角半径小，尤其是横截面形状发生急骤的变化，会在局部发生应力集中而产生微裂纹并扩展成疲劳裂纹，导致疲劳断裂。加工精度不符合切削加工后，构件尺寸、形状或位置、精度不符合工艺图纸或设计要求。不仅直接影响工件装配质量、而且影响工件正常工作时应力状态分布、而降低工件抗失效性能。表面机械损伤切削加工过程中，构件表面相撞擦伤、碰伤、压伤金属零件冷冲拉常见缺陷的特征、原因、影响、措施破裂宏观裂纹。一般属拉伸系数太小，拉伸应力较大，容易产生拉裂；进行翻边工序时，如果翻边的直径超过容许值，也会使孔的边缘造成破裂。

3、板料冲裂一般与变形度和材料晶粒度有关。如含碳量小于0.2%的碳钢变形度达到820%时，中间退火会导致晶粒长大，不均匀晶粒度则导致冲裂。拉穿拉伸件底部拉穿，多属拉应力超过材料抗拉强度所致。波浪形在拉伸过程中，由于坯料边缘在切线方向受到压缩而产生波浪形。4折皱拉伸件表面折皱。拉伸所用坯料的厚度越小，拉深的深度越大，越容易产生折皱。为了防止折皱产生，可用压板把坯料压紧。5横向裂口S15A经下料一敏饼退冲火一制一收口一成型等20余道工序加工成成品。其中，共经过三次冲制，冲制前采用中频感应加热退火工艺对冲制工件进行软化，而深冲件上横向裂口的产生是在第二次冲制时开始出现，在第三次冲制后发现最多。裂口附近的

4、表层金属有全脱碳和氧化铁沿裂口分布的现象。由于冲制过程中造成冲制件表面的凹凸缺陷在感应加热退火过程中，在凸出的尖角部位造成过热或过烧是冲制件上产生横向裂口的主要原因。感应加热工艺不稳定，造成工件显微组织不正常也是冲制件横向破裂的原因之一。金属零件冷弯扩常见加工缺陷的特征、原因、影响、措施弯曲裂纹弯曲裂纹的形成主要是由于弯曲半径太小，或金属材料塑性差引起。一般通过加大弯曲圆角半径和退火可以防止产生。收口裂纹液压收口裂纹是在滚压收口过程中，收口部分金属不仅受到弯曲应力而且受到切向应力作用，表层金属变形剧烈，如滚压速度和挤压应力选择不当，则容易形成表层金属破裂。扩口裂纹有的液压导管接口处需进行扩口，

5、若扩口进给量大，材料塑性差或材料表面存在缺陷，则往往产生扩破或扩口裂缝。冷冲压力加工裂纹产生原因的特征、原因、措施一由于材料表面缺陷导致冲裂1划痕划痕在钢板、钢带、钢管上出现的粗细长短不等，有时呈周期分布。划痕似切口一样造成应力集中而导致断裂，尤其是在冷冲压时，会成为裂纹或裂纹扩展的中心。如果划痕取向与零件拉延方向垂直，冷冲时划痕因受张应力而开裂，反之则不易产生开裂。划痕引起的冷冲开裂,裂纹取向都和划痕平行，且裂纹的局部或整个与划痕重合，在裂纹断口上有旧划痕迹。在冷划痕的周围，具有局部微区塑性变形的特征；如果是热划痕，其表面残留有氧化锈蚀的痕迹，且一般晶粒粗大。2锈蚀钢材表面锈蚀以后，断裂韧性

6、降低，脆蚀增加，冷冲时容易在锈蚀处出现裂纹。较严重的局部表面，裂纹边缘粗糙，形如锯齿，无固定的分布取向。二由于材料内部缺陷导致冲裂球化退火不良冷冲压多是一次成型，且变形量较大。它要求冷冲用钢必须具有较低的屈强比和较高的塑性，因此常用低碳结构钢，低合金结构银来加匸冷冲零件。钢的显微组织要求为球状珠光体，但由于材料球化退火不良，容易得到铁素体和片状珠光体或铁素体和片、粒状珠光体。由于片状珠光体硬度高、塑性差，对于变形量较大的冲压加丄极为不利，冲压裂纹多呈透镜状，穿晶扩展。带状组织钢中带状组织是由铁素体和珠光体相间分如组成。它是由于碳、磷、硫晶间偏析，在热压力加工中使之沿着金属变形方向被拉长，呈带状

7、分布的夹杂物。由于带状组织的取向平行于钢材轧制方向，而铁素体和珠光体的强度及塑性差异悬殊，因此，冷冲时当钢件的变形方向与钢板带状组织相垂直，容易产生拉裂和撕裂。由于钢板带状组织引起的冲裂，裂纹平行于钢板轧制方向，裂纹粗大，显微观察时裂纹多沿珠光体边缘分布、取向平行于带状组织。晶粒粗大或粗细不均造成晶粒粗细不均是由于钢板原始晶粒粗大或大小不均，或由于钢板在一定的预先冷变形度下，金属再结晶退火加热温度过高或时间过长所致。晶粒粗大或粗细不均会导致在变形量较大的部位产生裂纹，且裂纹多沿粗细混晶交界区择优分布。三由于材料成分、性能不合格成分不合格冷冲用钢板的化学成份应严格控，特别是碳、硫、磷元素极为重要

8、。碳元素在钢中形成渗碳体，硬而脆，含碳量增加钢的强度，硬度增加，塑性降低；硫是钢中的朵质元素，硫与铁和猛形成FeS、MnS夹杂物，促使钢材在轧制时形成带状组织，磷与铁形成脆性大的Fe3P,使钢在室温下强度提高，脆性增加。由于化学成分超标造成冲裂，一般裂纹取向不定，裂纹边缘部分无显著塑性变形，且数量较大。性能不合格由于材料机械性能和工艺性能不合格而导致的冲裂，裂纹尺寸一般较大，且批量较大。四.由于操作不当导致冲裂毛胚落料时纤维方向不正确钢件毛坯落料的方向恰好与零件变形方向垂直就容易在冷弯时造成沿纤维方向撕裂。一般冲裂数量较大，且冲裂部位具有规律性。冲模错位上下模位置不正确，不但会使零件冲裂，严重

9、时还会把模具冲坏。此类裂纹一般出现在模具间隙小的一边，由于间隙过小，钢板在模内滑移变形受阻，局部表而将产生严重擦伤。金属零件常见磨削加工切削的调质、由于、影响、措施1表面损伤磨削时，工件表面、次表面由于受到磨削热和磨削力的作用，引起表面组织硬度和应力状态发生变化，导致表面回火损伤或淬硬损伤，即磨削变质。在磨削加工过程中，由于磨削力及磨削热的作用，不仅工件表层产生塑性变形，而且温度急剧升高。磨削加工与其它切削加工方法比较，磨削力要比其它切削力大数十倍，而磨削热共至大百倍以上。因而，可使工件表层瞬间温度达数百度，有时找至使表层金属熔融，从而使工件表层的物理和化学性质发生变化。磨削变质层厚度一般在儿

10、十微米内变化，越接近表面层，回火析出的碳化物越多，颗粒越大，抗腐蚀能力越弱，压应力越低。表面烧伤与剥皮工件磨削表面呈明显色彩的斑点状、块状、带状，点片状、线状或细螺旋线形，鱼鳞片状、或者整个表面都呈变色的烧伤痕迹。磨削淬火钢零件烧伤时往往伴随有磨削裂纹或剥皮。此类缺陷多产生于渗碳零件磨削加工过程中。渗碳层表面在磨削过程中，砂轮与零件接触面较大，砂轮过钝，进给量过大，零件表面磨削瞬间温度可高达1000C左右，表层金属发生加热、回火、找至退火的热处理过程，使零件表层产生一层氧化膜。由于传到工件表面的温度不同，氧化膜的厚度也不同，它所表现的颜色也不同，所以，可以根据烧伤颜色来判断烧伤温度。如深黄色相

11、当于500600C的温度，褐色相当于700800C的温度，而兰黑色则可能达到相变温度以上的温度。急冷时也易于在应力交界区域形成疲劳剥落。表面残余应力磨削表面残余应力，一般表现为拉应力，存在于零件表层内，它的大小和深度取决予磨削热与工件材料特性有关。由于较高的磨削热而使零件局部表面温度升高，达到不均匀热传导。引起塑性变形，因而产生塑变应力，表层金属在急剧高温与冷却作用下，还会造成表层组织变化产生相变应力，表现在磨削表面上即形成了残余应力。较大的残余应力会引起应力腐蚀裂纹的出现。为了消除磨削应力.进一步稳定组织和尺寸，在磨削后可进行低于前次回火温度20C的附加回火。磨削裂纹磨削裂纹有呈直线状分枝、

12、与磨削方向垂直并彼此基本平行分布和呈网状分布两种。由于磨削过烈，砂轮过钝，促使表面在瞬时间温度高达1000C左右，若冷却不当，易形成明显的二次淬硬层。由于二次淬硬层使表面产生很大的热应力和组织应力，再加上高速磨削时的滚压应力。其总应力超过磨削件本身强度极限时，即导致磨削裂纹。点剥落及点蚀坑38CrMoAlA钢主轴离子氮化，于精磨与超精磨之间，磨削表面有分散分布的和成簇分布的脆性点剥落及点蚀坑。其大小及深度均较一致。大小在0.52毫米范围，深度为0.050.15毫米之间。光学显微暗场形貌检査发现，在点剥落及点蚀坑内既有脆性剥离的残留金属，乂有氧化腐蚀产物，呈白色与黑色蘑菇云状分布，电镜形貌呈沿晶

13、剥落及穿晶断裂，同时，在剥离区域有明显的二次裂纹，具有应力腐蚀和氢脆特征。产生的原因主要是表面氮浓度富集，化合物虽连续粗大网络状分布。在磨削时倾向于脱落的氮化层的显微结构特点是沿奥氏体晶界存在稠密的网状氮化物，它的存在使晶格畸变加剧，在位错与晶界处三向应力增大，在磨削力、热应力及组织应力的作用下，粗大的氮化物网络边界区切口效应敏感性增大，造成综合应力叠加，当这种应力超过渗层的强度极限时，即产生脆性破裂与剥落。当晶界强度大于晶内强度时，则裂纹沿晶扩展产生脆裂及剥落；当晶界强度等于晶内强度时，则裂纹的扩展呈穿晶脆裂及剥落。防止措施是：严格控制锻后退火组织晶粒在W5级至8级，不允许有4级晶粒存在；调

14、质索氏体组织的弥散应均匀细小，表层10微米处，不允许有游离铁素体存在；氮化前工件不允许有锈斑，汕污和蚀迹，防止工件表面严重的“打弧”现象出现。氨气应严格过滤，过滤口用一段时间后必须清理。金属零件锻造加工常见缺陷的特征、原因、影响、措施1分层锻件金属局部不连续而分隔为两层或多层称为分层。锻件分层缺陷产生的原因是由于金属中含有非金属夹杂，未焊合的裂缝，残余缩孔、气孔等缺陷，在锻造后使金属局部不连续而分隔为两层或多层。防止分层产生的措施与防止非金属夹朵、缩孔、气孔缺陷相同；同时要加强对原材料锻前无损检验。折叠锻件一部分表而金属折入锻件内部，使金属形成重迭层缺陷称为折叠。锻造折叠是一种常见的锻造缺陷，

15、经常出现在锻件表面，外观类似裂缝。具有一定长度，斜向深入锻件内部，通常以单个状态存在；折叠流线弯折，但连续性来断。它是由于热金属的突出部分在锻造过程中被压入金属表面形成。锻胚或锻锤上的氧化皮或润滑剂等未清除干净被锻入热金属表而，以及锻件在拔长操着中由于送进量小于压下量也能形成折叠。折叠的高倍特征是开口较大，尾端圆钝，有时有分叉，折叠内充满氧化物，一般与金属表面呈锐角。钢铁锻件折叠试样经腐蚀后观察，折叠的两侧有较明显的氧化脱碳现象。金属在模锻过程中如坯料尺寸或形状不当，放置位置不妥，或是由于棒料下料后端面未能将较大毛刺去净，以及模具型腔不合理，锻件分模面选择不当等原因，都有可能在锻件上引起各种形

16、式的折叠缺陷。钢材在热轧时形戊的折叠往往比较严置，在零件加工过程中即可暴露出来。热缴粗工艺过程中也会产生折叠。折叠是锻件的一种表面缺陷，如残留在成品零件表面有可能成为疲劳裂纹源，造成疲劳失效。也有的可能在热处理淬火时扩展成为裂纹造成零件报废。防止锻造折叠产生的措施是：合理选择毛科尺寸，注意清理毛刺和清除氧化皮，提高模具光洁度，增大模具圆角半径，加强润滑，注意锻造时的送进量及操着方法等。涡流金属在锻造过程中由于剧烈的热变形使金属组织发生晶粒结晶重新定向排列，形成结晶织构和金属中的非金属夹杂物、树枝晶偏析、第二相质点等沿热加工方向形变延伸呈带状分布，形成了锻件的纤维状组织即锻造流线。由于锻件存在着

17、流线，使其机械性能和物理性能具有强烈的方向性，沿流线方向的强度、塑性以及冲击值都远高于垂直流线方向的。因此。一般锻件都要求流线沿零件外部轮廓连续分如，使之与零件工作时所受最大拉应力方向平行，与剪切应力或冲击应力方向垂直。所以，重要的锻件锻造后都要求取样进行流线检査，按零件毛坯图要求评定是否合格。钢锻件的流线缺陷一般是不沿零件主要轮廓外形分布；而在铝合金模锻件中则是涡流、穿流和紊流等。涡流是指具有L形、U形和H形截面的模锻件成形时，锻造流线局部弯曲，在低倍试样上流线产生回流现象。严重者呈漩涡状或树木年轮状。它的形成原因大多是由于具有有L形、U形和H形的毛料尺寸过大，缘条充满后多余金属在流向毛边槽

18、的过程中使流线发生弯曲形成，但流线还是连续的。若模具设计不当或坯料过大等，在肋条充满后，腹板处仍有多余料，在流向毛边槽的过程中，肋条根部金属产生相对回流，使金属流线弯曲而形成涡流。涡流使锻造流线分布不正常，降低了锻件的机械性能。防止涡流产生的措施是确定合理的毛料尺寸，增大筋条根部圆角半径，规定合适的预锻欠压量和半成品打磨要求，采用预锻型槽以及注意锤击轻重，改善润滑等。穿流锻件肋条或凸台根部金属流线被穿断的现象称为穿流。对U形和H形截而的锻件，由于模具设计不当或胚料过大，在变形最后阶段，肋条或凸台根部已充满，腹板部分尚有多余的金属.穿过肋条或凸台根部向毛边槽流去，若流向毛边槽过程剧烈，则锻造流线

19、穿透缘条（凸台和肋条）的根部，形成穿流，使金属流线的连续性遭到破坏。穿流区晶粒细小，流线模糊，有时带有粗晶。；r=i穿流明显降低锻件的疲劳强度和拉应力腐蚀能力。防止穿流产生的措施与防止涡流产生的措施类同。y十斗Ia民不氧化膜属铝合金锻件低倍组织缺陷。氧化膜的低倍特征是沿金属流线呈灰黑色点状和线状分布，有一定深度，两端较钝，线状长度不等。在锻件中愈接近分模面出现儿率愈大，并多出现在金属流速突然发生变化或单向变形最大处及其附近；有时在锻件边缘还会出现氧化膜密集群。在垂直于氧化膜的横向断口上，氧化膜具有类似撕裂分层的特征；在平行于氧化膜的纵向断口上呈平滑的片状或为密集的点状，颜色从银灰色，灰色至褐色

20、。电子探针微区成分分析及电子衍射分析结果表明，氧化膜主要由B-A14组成，其间包括有Si和Mn等的氧化物。铝合金锻件中的氧化膜如同钢锻件中的非金属夹朵物一样破坏了金属的连续性，对零件的疲劳性能影响较大，经常是零件疲劳损坏的疲劳源。但是氧化膜对纵向机械性能影响不大，对横向有一定影响。因此一般不允许存在，但由于某些铝合金锻件难于避免，通常规定一定断口检査面积上容许的氧化膜点数及点的大小作为判断标准。氧化膜是在铝合金熔炼或浇注时形成的，因此，精炼质量和浇注平稳程度是防止或减少氧化膜的关键。精炼质量不高，铝液中氧化夹杂不能去除，形成细小分散的氧化夹朵，浇注过程不平稳，将流槽表而的氧化膜卷入铝液，形成较

21、大、较集中的氧化夹朵。这些氧化夹杂在锻造变形过程中则被拉长成条状或片状。因此，防止或减少氧化膜的产生主要是提高熔炼质量或是采用真空精炼，并注意浇注操作，锻造只能改变氧化膜的分布和大小。过热金属锻件的过热组织主要是终锻温度过高或变形量不够造成的。因此在决定最后一火的加热温度时应根据剩余变形量（剩余锻造比）的大小來决定，如果终锻温度过高而剩余变形量乂小,这时引起的晶粒长大不能由剩余锻造比对晶粒破碎作用所抵消，因而形成过热粗晶粒组织。钢锻件过热组织的光学显微特征是：（1）晶粒粗大，过热钢的奥氏体晶粒一般大于3级。（2）过热的高碳、高合金钢锻件淬火时易形成粗大的马氏体并使残余奥氏体增多。（3）出现魏氏

22、组织。亚共析钢过热，铁素体部分沿晶界析出呈网状，另一部分沿一定结晶面取向分布呈针状。过共析钢锻件过热会形成渗碳体网或是沿奥氏体一定结晶面呈针状析出。当钢中碳含量超过0.6%接近共析成份或食一定合金元素时，魏氏组织不易出现，这是因为高碳的奥氏体中铁素体形成后随即析出碳化物而成为上贝氏体。由于魏氏组织形成条件和试样的切取方向不同，在亚共析钢中常见魏氏组织有羽毛状、等边三角形、相互垂直或它们的混合形。（4）过热高速钢的显微组织中常出现角状碳化物。（5）某些高合金钢（如lCrl3,Crl7Ni2等）过热后往往出现一些影响材料冲击韧性的不平衡组织如6铁素体。过热钢的低倍断口为石板管，断面粗糙灰暗，属沿晶

23、断裂。电镜微观特征有的在晶而上出现韧窝。高速钢过热会出现荼状断口，其特点是粗晶，有金属光泽，但为穿晶脆断。过热钢锻件的机械性能较差，尤其是塑性和冲击韧性明显下降；具有魏氏组织的钢在锻造时虽一般不会引起裂纹，但如果在最终热处理前不进行细化晶粒处理，则有可能导致淬火裂纹或性能下降。魏氏组织可通过正火或退火来消除。也可用二次锻造消除。由于一般钢都有某种大晶粒遗传性，因此为细化晶粒而进行的热处理应反复进行多次。防止锻件过热产生的措施是正确地选择加热温度和严格控制加热保温时间。确定锻造加热温度范围的原则是：保证金属有较高的塑性，较小的变形抗力，得到显微组织、流线以及力学性能较好的锻件，同时锻造温度范围要

24、尽可能宽些。以便减少火次，提高锻造生产率。一般情况下在确定最后一火加热温度时宁低勿高，以保证合适的终锻温度。例如精整匸序时终锻温度允许比规定温度低5080Co模锻件软点坯料规格为23x420毫米的50AE热轧钢棒，头部经傲粗、正火，粗加工后整件调质，发现徹粗部位有软点（HRC20左右，其余部位HRC则为4045）。产生原因是做粗胚料位置摆放不当，使锻件一侧飞边过火，另一侧过小，飞边过小的部位由于金属切削量小（工件以轴心定位），高温加热的脱碳区残留在零件上,导致软点。&过烧锻件在加热过程中如温度太高（包括局部加热温度太高）或在氧化性气氛的高温炉中长时间保温不仅使奥氏体晶粒极为粗大，而且炉中的氧吸

25、附于钢胚表面并以氧原子形式渗入晶界处，使铁、硫等氧化形成低熔点的氧化物或低熔点的氧化物共晶体，造成金属晶界早期熔化，有时找至使金属基体产生熔化，使晶粒间的结合力大大减弱，金属的塑性变形能力明显下降，这种现象即称为过烧或烧毁。钢过烧的光学显微特征是一般情况下在未经腐蚀的试样上即可观察到因过烧而出现呈网状分布的氧化物。过烧的钢在锻造时一般容易破裂，裂口宽大，裂缝沿晶扩展，两侧严重氧化脱碳。过烧的高速钢锻件光学显微组织中一般会出现鱼骨状的共晶莱氏体。过烧愈严重，共晶莱氏体愈多。钢的过烧过程一般是随着加热温度的提高首先于锻件表面处剧烈氧化，按着沿晶界形成网络状氧化夹杂并造成脱碳组织，与此同时向周围基体

26、及金屈内部深入，最后是晶界熔化。过烧温度与钢成份有关，如T12钢的过烧温度一般是1200C,T8为1250C,45、50Cr,12CrN13A为1350C,20钢则大于1350C。铝合金的锻造温度范围比较窄，一般在150C范围之内，某些高强度铝合金的锻造温度范围甚至在100C范围之内，因而锻造温度稍有偏高就有可能产生过烧。过烧铝合金锻件表面一般发暗，有氧泡，找至发生破裂，严重时锻造过烧破裂呈渣状。过烧铝合金锻件光学显微特征是：显微组织中会出现复熔球，纺锤形晶界和三角形晶界等特征。过烧铝合金锻件的断口呈粗大的颗粒状，无金属光泽，为沿晶断裂。沿晶断裂的晶界面上有熔坑和氧化物。过烧会使锻件的力学性能

27、急剧恶化，并且无法以热处理方法或其他方法进行挽救，只有回炉重新冶炼；铝合金锻件轻微过烧对常规性能影响不大，因而受静载且应力水平不高的零件可以考虑使用。防止过烧产生的措施与防止过热产生的措施类同。内部纵向裂纹锻件内部纵向裂缝在锻坏的锻坯的横断而上呈十字形或条状。有的決至穿透锻坯整个中心而与空气接触，因而在锻造过程中破裂而被氧化。有的裂缝没有穿透锻坯不与空气接触，破裂面未被氧化，但由于锻造时破裂面相互摩擦，裂缝打开观察对破裂面有磨光发亮特征。十字形裂缝形成原因是毛坯在拔方时对角线上产生最大交变剪应力引起。高速钢由于内部组织中存在着网状或块状莱氏体共晶或有严重的中心疏松等低倍组织缺陷，在锻造过程中容

28、易产生十字形裂缝。防止内部纵向裂缝产生的措施是控制原材料质量和制订正确的锻造匚艺过程。例如锻造的温度范围；锤击的轻重，拔长或徹粗的送料比（送进量），工人的操作技巧以及锻后冷却方式等。如严格控制锻造温度范围，采用缓慢加热使金属坯料均匀受热并保温足够长的时间使坯料热透后方可锻造。在锻造过程中除注意始锻和终锻时轻击外，还应严格控制送料比L/ho随着送料比的增加,破裂危险性增大，但也不能太小，否则容易产生横向裂缝。送料比一般以0.61.0较为适宜。对于一火不能完工的锻件则应注意合理分配每次加热的变形量，使锻件各部分变形均匀。此外还需根据金属成份及锻件的形态特点正确地选择冷却方式。内部横向裂纹锻件内部横

29、向裂缝主要位于锻胚中心部位，破裂面呈粗糙粒状，属沿晶断裂性质。内部横向裂缝产生的原因是当毛胚拔长的送料比L/h小于0.5时（L拨长时每次的送进量；h毛坯横断面高度。）坯料分段拔长压缩时会出现双鼓形，但由于毛坯为一整体，则毛坯中企图取得最大延伸的部位将给予企图保持最小延伸的部位以附加的拉应力，这种拉应力如超过毛坯中某一薄弱处的材料强度便形成横向裂缝。防止内部横向裂缝产生的措施与防止内部纵向裂缝产生的措施类同。11端部破裂端部破裂一般位于拔长锻胚的端部，毛胚傲粗时则出现在鼓肚处。这种破裂一般不深入金属内部，在裂缝根部以内，金属仍保持连续性，破裂面呈结晶状，被氧化。产生端部破裂的原因是由于毛坯徹粗出

30、现鼓肚时，在鼓肚处出现较大的拉应力所致。毛坯拔长端部鼓出相当于徹粗出现的鼓肚，也同样产生拉应力，这种应力也可引起端部破裂。在自由锻傲粗时如锻造温度偏低乂锤击过重则往往在坯料表面沿最大剪应力方向（45。）产生破裂。防止端部破裂产生的措施与防止内部纵向裂缝产生的措施类同。龟裂锻件表面有呈龟壳网络状的裂缝称为龟裂或网状裂缝。钢锻件中硫含量过高或是加热炉燃料含硫量过高引起晶界渗硫，较多量的硫与铁形成硫化铁。或硫化铁与铁，或硫化铁与氧化亚铁形成的共晶体，由于它们的熔点较低（约为890C）并多以网状分布于晶界或呈带状分布在金属基体上，在钢的锻造变形温度区间（1200800C）成为熔融状态，使钢的热塑性显著

31、下降，在锻造变形中产生龟裂或裂缝。这种现象也称为热脆铜是钢中的残余元素，但当钢中铜含量过高时（大于0.2%）,或是锻件在加热时有外来铜的渗入，则在锻造过程中由于表面发生选择性氧化，即在铁铜固溶体中铁首先被氧化，使铜逐渐富集而铜在丫一Fe中的溶解度有限，当其超过溶解度时便会沿晶界析出，形成一层类似纯铜的富集层位于氧化碳皮和铜基体的界面上；这种富铜相的熔点较低（小于1000C）,在锻造变形温度区间呈熔融状态，此时，只要锻件受到拉力便会产生龟裂或裂缝。这种现象亦称为铜脆（或红脆）o由铜脆引起的锻造龟裂，光学显微特征有游离铜沿晶界扩展。锻造过程中，锻件过热或模具热疲劳致使锻件局部强度降低或应力增大亦会

32、引起锻件龟裂。切边裂缝通常平行于分模面分布，属锻件切边后在剪切面上暴露出来的裂缝。产生的原因是分模线处或附近强度低，在剪应力作用下容易产生剪切裂缝。脱碳锻件表层中较中心含碳量减少或失去碳的现象称脱碳。当钢在能够和其表而的碳发生反应的介质中加热时，引起碳量减少或完全失去碳量的现象。根据脱碳的程度不同，有全脱碳层和半脱碳层。脱碳降低钢锻件疲劳性能。防止的措施主要是正确选择锻造加热温度和严格控制保温时间。增碳禽碳量低的钢锻件（如奥氏体不锈钢锻件等）在锻造加热过程中引起表层碳量增加的现象。增碳降低锻件表层塑性，容易产生表面短裂缝，降低疲劳性能。防止增碳产生的措施是正确选择锻造加热温度，严格控制加热保温

33、时间和加热气氛。零件常见热处理缺陷的特征、原因、影响、措施氧化脱碳钢件在一定的温度下，表层元素和介质中的氧发生反应，生成氧化物造成表层贫碳的现象,称氧化脱碳。全脱碳层显微组织特征是全部为铁素体，半脱碳层是指全脱碳层以后到心部原始组织处。氧化与脱碳都是钢与氧气或其它氧化性气氛互相作用的结果。氧化是钢腐蚀失效的表现式之一；脱碳会降低钢的淬火硬度、耐磨性和疲劳强度。高速钢脱碳会降低红硬性。防止氧化脱碳产生的措施是：控制加热温度及时间，应尽可能降低钢加热温度及在高温下的停留时间；真空加热；控制加热气氛，使之呈中性；覆盖物及保护涂料如木炭、焦碳、铸铁屑、硼砂、石墨粉与水玻璃的混合物和镀铜及专用涂料等；留

34、加工余量，使其脱碳能被加工去掉。残余奥氏体钢件调质处理后，显微组织有一定数量的奥氏体未转变成马氏体，残存于钢件中称为残余奥氏体。影响残余奥氏体量的主要因素有化学成分、淬火温度，冷却速度和应力等。残余奥氏体会降低钢件硬度、耐磨性、影响钢件尺寸稳定，引起磨裂或烧伤等。但在较大负荷下，残余奥氏体可变成马氏体，增加表而残余压应力，有利于接触疲劳寿命的提高。减少残余奥氏体方法是：高碳钢采用淬火温度不要过高；只考虑减少残余奥氏体，淬火速度可考虑快些；淬火后立即进行冷处理，防止奥氏体稳定化，增加其数量；可以在300C以上温度回火来分解残余奥氏体。过热钢件热处理过热后.结构钢会出现晶粒长、马氏体粗大、残余奥氏

35、体量多、晶界熔化，出现魏氏组织等;高速钢过热会出现碳化物变形呈网状,产生共晶组织(莱氏体)、蔡状断口(蔡状断口多发生在未经中间退火第二次淬火中)。结构钢过热会降低强度和韧性，易产生沿晶失效；高速钢过热会降低强度、增大脆性，易产生崩刃和落齿等现象。不锈钢1CJ3如淬火过热，会出现大量的5铁素体，会使调质后的强度、塑性降低，特別是冲击韧性大大降低。2Crl3S热后不仅晶粒粗大而且在晶界上会出现黑色的5共析体。影响机械性能，降低耐蚀性。防止过热产生的措施是严格控制炉温、保温时间、降低加热速度，或采用分段加热方法等。过烧铝合金和镁合金零件热处理时易产生过烧缺陷。铝合金过烧时，表面发黑、起泡；断口灰色无

36、光泽；显微组织可见晶界加粗、三角晶界和变熔球组织、裂纹和孔洞。铝合金过烧会降低延伸率、抗晶间腐蚀和抗疲劳性能。镁合金过烧，表面析出强烈氧化的金属瘤，显微组织晶粒长大，共晶体量增多，晶界氧化,找至出现显微孔洞。镁合金过烧还会出现表面氧化，产生灰色或黑色的粉末，吹砂清理后，表面有小孔。防止过烧产生的措施与防止过热产生的措施类同。例如ZM5合金由于锌的偏析，可能会形成低熔点的共晶体(熔点360C),因此，一次加热到淬火温度(415C),容易造成过烧，则应采用分段加热的方法予以防止。同时，为防止镁合金热处理过烧，加热时应防止水分吸入。淬火软点钢件淬火后局部呈点状未硬化的小区域，称软点。形成软点的原因主

37、要有材料成分不均，特别是含碳量不均；零件在加热过程中局部有脱碳,冷却时零件局部接触或支撑冷却速度不快等。由于软点存在，造成零件各处硬度不均匀，软点处往往是零件破断失效起源处。防止软点产生的措施是提高淬火冷却速度。6淬火硬度不足钢件淬火后硬度值低于技术要求.称为淬火硬度不足。造成淬火硬度不足的原因是：加热温度不足(或保温时间不够)，使奥氏休化合金量不够，淬火后得到一些非马氏体组织(屈氏体或贝氏体)。淬火温度过高，会使残余奥氏体量较多，造成硬度降低，这时可见马氏体粗大。淬火冷却速度不够，在淬火组织中，除有马氏体外，还有屈氏体或上贝氏体，它们的量越多，则硬度越低。回火温度偏高，或保温时间过长，使硬度

38、降低。等温淬火，构件在空气中停留时间过长。表层脱碳，淬火不易形成马氏体，或只形成低碳马氏体，使硬度下降。防止淬火越多不足产生的措施与产生原因相对应。回火脆性钢在某温度范围内回火过程中出现冲击韧性降低的现象，称回火脆性。如2Crl3在450C回火后，其冲击韧性值较正常温度下降47%。在250400C范围内回火后，冲击韧性或断裂韧性下降的现象称低温回火脆性。在400550C回火后缓冷，造成脆性增加的现象称高温回火脆性。高温回火脆性不仅表现冲击值降低,而且表现脆性转变温度的升高。目而一般都采用50%的纤维断口为标准的脆性转变温度升高值来表示回火脆性的程度，简称回火脆度。具有回火脆性的断口与正常断口比

39、较，有回火脆性的断口组织呈银灰色、颗粒状、齐平；电镜形貌特征为岩石状或冰糖状花样，裂缝沿晶扩展某些结晶面有韧窝花样。因为晶面十分光滑，扫描二次电子象呈暗灰色。使用苦味酸10克、二甲苯100毫升、酒精10毫升腐蚀样品：于光学显微镜下观察，可观察到晶界形貌。回火脆性以沿晶断裂为主，局部有解理或准解理断裂。产生低温回火脆性的原因主要与渗碳体沉淀有关。P、N及S杂质元素在奥氏体晶界偏析引起回火脆性也是重要因素。造成高温回火脆的原因主要是回火后缓冷致使Sn、Sb、S等杂质元素沿晶界析出。防止回火脆性产生的方法主要有：(1)材料成分减少Sn、Sb、P、MnSi等促进回火脆性元素含量；(2)热处理工艺上除快

40、冷外，采用提高回火温度、延长回火时间、重复回火次数、快速加热，降低淬火温度，形变热处理等。消除高温回火脆性，还可采用临界区热处理。方法是在奥氏体化后，回火前，于a+Y两相区内进行热处理。它能减少高温同火脆性的原因是通过消除原奥氏体晶粒，而强烈地减少了晶粒尺寸。&石墨化脆性含硅高的碳素工具钢或弹赞钢，在热处理后，常发现硬度不足，加工光洁度很低，或在使用中脆断。断口往往呈黑色，无金属光泽，并可见石墨夹杂物，这就是石墨脆化，亦称黑脆。碳素工具钢或弹赞钢在退火处理时，由于温度过高或保温时间过长以及冷却缓慢，或重复退火次数过多，使钢中析出滲碳体和珠光体，并进而从渗碳体中析出石墨，在石墨周围出现大块的铁素

41、体。一般构件呈受冷塑性变形量较大或己淬火成马氏体的钢，在退火中更易形成。为防止石墨化，要制定正确的退火工艺，对于先冷变形或已经淬火的钢应采用较低温度和较短的保温时间。另外，要控制炉温均匀，防止局部过热而石墨化。球化不良球化退火后，未获得均匀球化组织，夹有片状珠光体或网状碳化物，以致切削性能不良；且淬火后，组织及硬度不均。造成球化不良的原因生要是球化温度俏低，保温时间不足，或球化温度偏高，冷却缓慢等。但合金钢球化退火时间不能过长，否则会形成特殊碳化物，淬火时极难溶入基体，影响淬火效果。盐浴炉腐蚀金属零件在盐浴炉加热后，往往产生腐蚀现象，其原因主要有：当零件局部加热时，加热线上边的氯盐分解或水氧反

42、应生成的气体所氧化；盐浴中碳酸盐(如采用黄血盐作脱氧剂时)或硫酸盐的含量过高；零件上或夹具上有铁锈；淬火或回火后，表面残剩有氯盐，因吸水潮解而引起电化学腐蚀；回火硝盐中氯盐含量过多；在盐浴炉中加热合金钢时，确有合金元素熔于盐浴中。珞和它的氧化物最易熔解，所以高锯钢必须在特殊的中性盐浴中加热，脱珞之后变成斑斑点点的孔状表面；淬火件在淬火加热温度下，强度很低，它们如相互重叠，会承受很大的压力，在零件局部(如螺纹)将相互熔敷，产生腐蚀。防止腐蚀产生的措施是：在加热时，加热线先浸盐25秒钟，以形成熔融的氯盐保护层；不宜用黄血盐作高温盐浴保护剂。加活性炭可去除硫酸盐；（3）去除铁锈，淬回火后要清洗干净；

43、（4）回火硝盐中氯离子控制在1.5%以下；（5）淬火加热，防止一筐装入大量构件进行热浴。11过时效时效温度过高，时间过长，而使合金第二相粗化，造成强度明显下降的现象，称为过时效。其特征就是第二相在晶界上聚集粗化，使强度大大下降.特别是铝合金和铜合金构件热处理时有时会产生此缺陷。渗碳层出现网状或大块碳化物光学显微形貌特征是，一般表层呈大块碳化物聚集分如。有的逐渐向里，随碳量的降低，碳化物沿晶界呈网状分布。产生此缺陷的原因是渗碳剂活性太高（或碳势太高）；渗碳保温时间太长；及渗碳温度过高使表面碳浓度过高而造成。特别是在尖角部位更为严重。渗碳浓度不太高，但渗碳后冷却太快,也容易形成网状碳化物，不过网较

44、细，碳化物的量也较少。一般地说.碳钢渗碳时，当含碳量大于1.1%时，碳化物易沿晶界析出呈网状。而合金钢渗碳时，当表面含碳量过高，过共析层中碳化物往往会出现不规则的粒状、粗粒状其至块状。渗碳层出现网状或大块状碳化物，破坏了表层组织的连续性，在碳化物和基体组织的交界处，容易萌生疲劳裂纹，造成表面麻点剥落，致使使用寿命降低。而且易在淬火或磨削加工过程中产生裂纹。对于细网状，可采用正火或淬火方法来改善和消除。为防止该缺陷产生，一般采用“低温渗碳一高温低浓度扩散”的渗碳工艺。对20crA.12CrNi3A18Cr2Ni4WA钢可在高碳势（1.11.5%C）低温下（830C）预渗1小时，然后随炉升温至正常

45、温度渗碳，也可显著改善渗碳层碳化物的形态。预处理的作用是首先在渗层中制备细小分布均匀的碳化物质点，以此作为随后正常渗碳的核心。渗碳层贫碳和脱碳贫碳的组织特征是渗碳层表面无过共折层。脱碳的组织特征是在表层出现了铁素体组织，次层为共析层，组织为屈氏体+碳化物。产生的原因是渗碳后冷却无保护或保护不够。预防和补救的措施是控制好炉中的碳势，并在冷却桶中滴入渗剂予以保护；对已产生缺陷的构件，若渗碳深度已达到技术要求的上限时，可在800C短时间补渗，滴油量比常量多些。如在深度下限，可在900920C补渗，但时间也不能太长。若脱碳层很浅，也可以切削加工去掉即可。渗碳件心部铁素体过多这种缺陷是在渗碳热处理后产生

46、的，一般是淬火温度偏低或保温时间不足，游离铁素体没有完全溶解而呈大块状残留下来。如果是细小条状沿晶界呈断续网状分布的铁素体，则是因淬火介质冷却速度不足引起。原材料带状严重，钢材淬透性差，也是心部铁素体过多的原因之一。当心部出现过多的铁素体时，不但使其硬度下降，而且明显地降低它的弯曲疲劳强度，从而缩短构件的使用寿命。防止产生的方法是适当的提高淬火温度或冷却速度；控制原材料的带状组织。渗碳过热和渗碳后淬火过热渗碳过热后的组织特征，表现在奥氏体晶粒粗大，渗碳体呈针状魏氏组织形貌。合金滲碳钢淬火过热后，会出现粗大的片状马氏体及大量的残余奥氏体。过热后，由于晶粒粗大，从而增加了渗层的脆性。过热组织可以用

47、正火来消除，也可以通过再一次较低温度加热淬火，使粗大的马氏体变为细片状马氏体，提高了韧性。渗碳件反常组织渗碳反常组织的特征是在渗层的过共析区内，网状渗碳体不是胃接与片状珠光体接触，而是隔着一条较宽的铁素体区。纯铁，沸腾钢在固体渗碳和低碳钢在气体渗碳后，易出现反常组织。这可能是出炉空冷却过程中，由于最表层过共析区与空气接触，发生氧化脱碳作用。此时二次渗碳体已沿奥氏体晶粒析出，而构件表面的脱碳过程也由表向里扩展，所以冷却后，造成网状渗碳体周围存在较多铁素体组织的反常组织。具有反常组织的渗碳件，在随后淬火加热时，由于渗碳体粗大不易溶解，造成奥氏体局部贫碳面产生软点，也由于网状渗碳体存在，容易产生磨削

48、裂纹。防止产生此缺陷的措施是，淬火时可适当提高加热温度，或延长加热保温时间，以利二次渗碳体能充分溶入基体，使组织均匀化，淬火后获得高的硬度，提高耐磨性。渗碳内氧化渗碳内氧化的特征是氧与合金元素的作用把晶粒边界氧化。这种缺陷在使用固体滲碳剂和液体渗碳剂时常出现。原因在于渗碳剂中含有不纯物质硅酸盐。当材料含有与氧亲合力强的元素如Cr、Mn、碳Mo和Si等就更易引起内氧化。渗碳件发生内氧化，合金元素减少，降低了钢的可淬性，有助于珠光体的形成，使硬度降低。严重的还会使表面产生剥离。耐磨性及疲劳强度也有不同程度下降。已产生内氧化的构件，可通过短时间的氮化处理，提高表层的可淬性。但要注意，强烈的氮化会引起

49、不良的结果。气体氮化层中的网状氮化物氮化后往往在最表面有一薄层白色相，次层出现严重的网状白色氮化物、有时晶粒内也有许多须状氮亿物。产生网状氮化物的原因是：出于氮化温度过高，氮离子沿晶界扩散较快；调质时淬火温度过高，奥氏体晶粒粗大，氮化时，氮化物优先沿晶界扩散；调质前未进行充分退火(正火)，未消除锻造可能出现的粗大奥氏体晶粒，因而在淬火时产生遗传；氨的含水量高，以及氮化箱老化，都会促进氨的分解。为了维持规定的分解率，必须加大氨的流量，从而造成构件表面氮浓度增加，使晶界上高氮相网络严重；零件的尖角及锐边增大了吸氮能力，使氮化层浓度很高，极易生成网状氮化物；氮化层中存在的网状氮化物，使表面脆性增加，

50、在磨削加工或使用过程中容易产生裂纹和剥落。防止网状氮化物产生的措施是：可在520560C进行1020小时扩散处理，或采用氮氮混合气来氮化，以降低氮浓度。氮化层出现针状或鱼骨状氮化物在氮化中，有时最表层的相中出现针状氮化物，按一定方向排列，并向扩散层延伸，形成鱼骨。扩散层的基体组织为含碳的铁素体，因极易受浸蚀，故呈黄褐色。产生的原因是：零件表面有脱碳层未切除干净；氨的含水量高造成脱碳；氮化前钢内存在大块铁素体或上贝氏体组织。因为氮化时，氮原子集中在脱碳层中，形成了相为主的粗针状化合物，而且沿铁素体一定结晶面向内扩散。针状或鱼骨头状氮化物的存在，使氮化层脆性增大，容易产生剥落。氮化件游离铁素体过多

51、钢在氮化前的调质淬火处理时，加热温度太低或保温时间太短，使铁素体未能完全溶解，回火后仍存在于其中，淬火冷却速度不够，铁素体析出，也会使铁素体增多。大块游离铁素体存在，容易形成针状氮化物，造成氮化层脆化，引起裂纹与剥落，而心部存在过多的铁素体，将降低疲劳性能。氮化白层与脆性38CrMoAlA钢在气体氮化后，表面一般都有一层深度不同，不易腐蚀的白亮层，称氮化白层。当白层是两相(丫+叮混合时，相界面上很不规则，引起三向张应力，因而脆性较大。脆性也与e相(Fe4N)有关。影响白相组成和性能的主要工艺因素是氨的分解率和氮化温度。氨的分解率太低，氮势过高，零件表面氮浓度过高，因而氮的渗入速度加快。白层的厚

52、度增加，相相对量仁/Y值)增加，白层的脆性和表面的疏松也增大。氮化温度过高，也同样会增加白层中/丫比值和形成白层的速度。并且增大表层的疏松，使脆性增加。零件表面有脱碳层或铁素体过多，以及表面粗糙，氨的含水量过高，都有利于白层的形成氮化层脆性白层的存在，特别对动载荷下工作的构件有害，因为在正转过程中，白层易脱落，白层碎屑又会加速表面磨损。防止与消除白层的措施是：进行一次退氮处理，即在氮化后不出炉不降温，关闭进、排气阀门，使炉内在维持正压的情况下，氨气100%的分解。在氮氧混合气氛中保持2小时利用氢的退氮作用消除白脆层。用化学腐蚀或精磨削加工方法去除白层。通过氮化工艺的改变，来限制白层的形成。如采

53、用两段氮化法。第一段采用较低的氮化温度(500520C),较低的氨分解率0；笫二阶段，提高氮化温度(540560C)和提高氨的分解率0,以便在保证表面获得较高硬度后，缩短氮化时间，控制氨浓度，限制白层厚度。碳氮共渗黑色组织在中温碳氮共渗时，渗层表面有时会出现一层黑色组织，这种组织按其形态的不同，可分为黑点、黑带、黑网三种形式。经抛光不经浸蚀黑色组织主要是空洞和内氧化.而经浸蚀后，黑色组织主要是屈氏体。空洞存在于渗层表面，有的沿晶，有的为一颗颗斑点，在暗场下，周围有亮边不透明。共渗时，炉内有氧化性气氛CO：和H：0等，而当材料中含有Al,Ti、Si,Mn,Cr、Mo,Fe等易氧化的元素时，便可形

54、成内氧化。一般情况下，CrMn、CrMnSi,CrMnTi等钢在共渗时易出现黑色组织。共渗层中，存有黑色组织，不但降低构件表面硬度，而且降低接触疲劳强度。如共渗齿轮表层有0.08毫米的黑色组织，其接触疲劳寿命儿乎降低50%。防止黑色组织的有效措施是严格氨气的加入盘，供共渗层中含氮量不要过高。为此可采用两步法，即前期供氮少，后期供氮多的工艺。适当提高渗氮温度，采用干燥的氨气，降低气氛中的6、CO：和水的含量，均能有效地防止内氧化，从而减少黑色组织的出现。在淬火时，加快冷却速度，防止非马氏体组织形成，也可防止黑色组织出现。碳氮共渗表面壳状化合物在碳氮共渗过程中，若滴量过多，或共渗温度偏低，或供氨量

55、较高，致使介质的碳氮浓度过高，扩散速度较慢，表面会形成一层坚硬的壳状白色化合物F“(CN)薄层。这种壳状化合物层极脆，大大降低零件的承载能力。可通过减少共渗介质浓度或提高共渗温度来改善和消除。二次渗碳体球铁铸件由于正火温度过高，以一定的冷却速度进行冷却后，或者是基体中硅的含量稍低,均会使球铁在铸态下或正火后出现二次渗碳体。其特征是二次渗碳体呈白色细网状分布于晶界上，有时也呈细小针状或细小粒状分布。磷共晶周围的粒状二次渗碳体，是磷元素排斥碳的作用所造成。出现网状分布的二次渗碳体，将显著地降低球铁的塑性和韧性。防止的方法是避免过高的正火加热温度、采用阶段正火(由高温加热后，冷却至上临界点以上305

56、0C,均热后出炉空冷)。放射状珠光体球铁铸件球墨周围铁素体晶界上出现条状及似羽毛状的条状珠光体，即放射状珠光体。条状是由极细的片状珠光体所构成。产生原因是正火加热温度不足所造成，球墨周围的铁素体乃是加热时未溶的铁素体。随着加热温度的升高铁素体的溶解则逐渐增多，放射状珠光体量也随之增多。具有放射状珠光体的球铁铸件强度较低，但韧性较好。防止方法是提高正火加热温度，并适当延长保温时间。正常的正火加热温度应超过上临界温度3050C为宜，保温时间为1.52小时。球铁铸件韧性偏低球铁铸件等温淬火后，发生韧性偏低，显微硬度不足的原因是：等温淬火加热温度过高，形成高碳或粗晶的奥氏体，淬火后使基体中出现粗大组织

57、。等温温度过低或等温时间不足，使贝氏体转变不充分，有多量的残余奥氏体，冷却时即转变成马氏体。（3）猛和磷量过高，由于这些元素易在晶界偏聚，故使晶界处贝氏体转变易受到抑制而获得马氏体，从而使强韧的贝氏体基本受到脆硬的马氏体网割裂而大大降低了球铁韧性。粗大马氏体和大量残余奥氏体球铁铸件加热温度过高和保温时间过长，致使晶粒急剧长大，同时奥氏体中碳浓度增加，使Ms点下降，淬火后即出现粗大马氏体和大量残余奥氏体，使铸件脆性增加，硬度下降。防止的方法是严格控制加热温度和合适的保温时间。2&马氏体和屈氏体共存球铁铸件高温加热时，球墨周围奥氏体的碳浓度较其他区域高，缓冷时，球墨周围内碳高因易先分解为屈氏体，而

58、远离球墨地区，由于奥氏体碳浓度较低，故得到淬火马氏体。因此出现屈氏体和马氏体共存的混合组织，影响铸件性能均匀性.防止方法是加快冷却速度。常见铸造加工缺陷的特征、原因、影响、措施错箱铸件外形与铸件图不符。系由于在合箱时，铸型相对位置对得不准所致。偏芯铸件形状、尺寸与铸件图不符。系由于下芯时，位置放得不准所致。冷隔铸件在浇注过程中，金属液流不能完全熔合为一体，在某些部位基本的连续性受到破坏，或断开成狭小、细长、不规则线性缺陷称为冷隔。宏观观察冷隔多呈线条状，也有“入”字形的；放大观察可清晰地看到平坦圆滑的底部，粗细均匀，向两端延伸处没有尖尾。显徽特征是组织较基体组织粗大，树枝状结晶明显，周围常被氧

59、化皮所包围，因而与基体组织有明显界限。冷隔缺陷常出现在铸件顶壁上，薄的水平面和垂直面上，厚薄转接处，薄筋处或金属液飞溅处附近。冷隔缺陷产生的原因是：浇注温度偏低，造成浇注时液流流动性差，汇流处金属液己接近凝固状态，以致有较多的氧化皮存在；浇注中断或浇注速度太慢，铸型型腔表面烘干不充分，进入型腔的金属液二次氧化严重,形成的氧化皮覆盖在液面上部，排气性不好，当温度较低的液流熔合时，受气体阻隔而不能很好地熔合在一起，被氧化膜分离；浇注时发生错箱、飞溅、或浇注系统设计不合理、浇注位置不正确，使合金液汇集在铸件太薄的部位而导致缺陷产生冷隔的存在，破坏了铸件组织的完整与连续性，严重时还可造成欠铸，降低铸件

60、的强度。防止冷隔产生的措施是：正确设计浇注系统、合理选择浇注位置；适当提高浇注温度和金属型模温；减短合金流路，增强排气能力；增加浇道高度，提高浇口压力；增大铸件外缘园角使液流畅通；对壁薄铸件金属型浇注时涂料不能太薄太光，且采用机械震动等。气孔铸件内部或表而，由于气体而造成的个别或成群的光滑孔穴称为气孔。气孔常呈大小不等的圆形、椭圆形，以及少数不规则形。它与其它空穴的主要区别是具有内壁光滑的特征，放大观察可看到圆滑的底部，孔内一般没有氧化、夹杂等。气孔的断口形貌特征为光滑、干净的内壁。般溶解于合金液中的气休析出后，形成均匀分布的小气孔，因铸型、浇注系统设计不合理，或操作不当则形成大气孔。通常暴露