过热过烧鉴别方法

1、过热、过烧    (一)概述    锻造工艺过程中，如果加热温度控制不当常常容易引起锻件过热的现象。过热将引起材料的塑性、冲击韧度、疲劳性能、断裂韧度及抗应力腐蚀能力下降。例如 18CrZNi4WA钢严重过热后，冲击韧度由0.81.OMJm2下降为0.5MJ/m2。    一般认为，金属由于加热温度过高或高温保温时间过长而引起晶粒粗大的现象就是过热。至于晶粒粗大到什么程度算过热，应视具体材料而有所不同。碳钢（包括亚共折钢和过共折钢）、轴承钢和一些钢合金，过热之后往往出现魏氏组

2、织（图片8-56）；马氏体和贝氏体钢过热之后往往出现晶内织构组织（见图片3-10）； 1Cr18Ni9Ti、1Cr13和Cr17Ni2等不锈钢过热之后相（或铁素体）显著增多；工模具钢（或高合金钢）往往以一次碳化物角状化为特征判定过热组织（见图片3-11）。钛合金过热后出现明显的晶界和平直细长的魏氏组织（图片8-423），这些通过金相检查便可以判定。对铝合金的过热现在没有明确的判定标准。图片8-56过热的魏氏组织 100×图片3-10 20Cr2Ni4A钢模锻件晶内织构 320×图片3-11 W18Cr4V钢的过热组织 500×图片8-423 过热的魏氏组织 500

3、×      一般过热的结构钢经正常热处理（正火、淬火）之后，组织可以得到改善，性能也随之恢复。但是CrNi、CNiMo、CrNiW、CrNiMoV系多数合金结构钢严重过热之后，冲击韧度大幅度下降，而且用正常热处理工艺，组织也极难改善，因此对过热组织，按照用正常热处理工艺消除的难易程度，可以分为不稳定过热和稳定过热两种情况。不稳定过热是用热处理方法能消除所产生的过热组织，亦称一般过热；稳定过热是指经一般的正火（包括高温正火）、退火或淬火处理后，过热组织不能完全消除。合金结构钢的严重过热常常表现为稳定过热。碳钢、9Cr18不锈钢、轴承钢、弹簧钢中

4、也发生类似情况。    过烧，加热温度比过热的更高，但与过热没有严格的温度界限。一般以晶粒边界出现氧化及熔化为特征来判定过烧。如对碳素钢来说，过烧时晶界熔化、严重氧化（见图片3-12），工模具钢（高速钢、Cr12Mo等钢）过烧时，晶界因熔化而出现鱼骨状莱氏体（见照片5-8）。铝合金过烧时，出现晶界熔化三角区和复熔球等现象（见图片3-13）。锻件过烧后往往无法挽救，只好报废。图片3-12 50A钢过烧组织（4%硝酸酒精溶液腐蚀） 150×图片5-8 锻裂外过烧的组织 250×图片3-13 LY2合金的过烧组织 500× 

5、60;  下面侧重介绍稳定过热的机理及影响的因素。在此基础上简要介绍过热对力学性能的影响，过热、过烧的鉴别方法以及防止措施。    应当指出，这里讨论的稳定过热是对有同素异构转变的钢而言的。对没有同素异构转变的金属材料根本不存在这种问题，因为只要过热就是稳定的，用热处理的办法不能消除。对于有同素异构转变的钢，明确提出稳定和不稳定的概念，对指导锻压和热处理工艺具有重要的实际意义，因为在实际生产中，有时将稳定过热的锻件按不稳定过热的情况进行处理，结果，稳定过热引起的缺陷组织遗传在零件中，降低材料的性能，甚至在使用中造成严重事故。 

6、;   （）钛合金和（）铜合金虽有同素异构转变，但过热之后也不能用热处理方法消除，性能显著下降。一些双相不锈钢，如 1Cr18Ni9Ti、1Cr13、Cr17Ni2等，过热之后相 （或铁素体）显著增加，使性能降低，用热处理方法也不易改善和恢复。    在钢中引起稳定过热的机理有两种：由析出相引起的稳定过热；由于晶粒遗传（组织遗传）引起的稳定过热。    （二）析出相引起的稳定过热    1.析出相引起的稳定过热的机理   &#

7、160;                  钢在奥氏体区加热，随着温度升高，奥氏体晶粒粗大，特别是在机械阻碍物大量固溶于奥氏体以后，晶粒迅速长大，高温固溶于奥氏体的第二相（例如硫化锰），在冷却过程中沿原高温奥氏体晶界（或孪晶界）析出。由于它们的固溶温度高（一般都在 1000以上），因此，一般热处理（淬火、退火、正火）时，在较低的奥氏体化温度（除莱氏体工具钢外都低于930）下，不再溶入基体。因此，这些第二相的分布、大小、形态和数

8、量不会有多大程度的改变或基本不变，形成了稳定的原高温奥氏体晶界（或孪晶界）。概括起来就是：稳定过热是指钢过热后，除原高温奥氏体晶粒粗大外，沿奥氏体晶界（或李晶界）大量析出第二相质点或薄膜，以及其它促使原高温奥氏体晶界（或孪晶界）或其它过热组织稳定化的因素，这种过热用一般热处理的方法（扩散退火除外）不易改善或不能消除。    存在有稳定过热组织的零件受力时，沿晶界（或孪晶界）析出的第二相质点，常常是促成微观裂纹的起因，引起晶界弱化，促使沿原高温奥氏体晶界（或孪晶界）断裂（尤其当基体韧性较好时）。图片3-14为裂纹沿有析出相的原奥氏体晶界扩展的情况。过热温度越高，高温

9、稳定相固溶的越多，晶粒越粗大，冷却时析出的密度也愈大。这样的过热组织也愈稳定，晶界弱化也愈严重。图片3-14 断裂沿析出相网络扩展 160×    近年来研究结果表明，引起稳定过热的析出相不仅有硫化物（MnS），还有碳化物，氮化物、硼化物（M23CB）以及碳氮化钛（TiCN）、硫碳化钛（Ti2SC）等。      例如 CrNi、CrNiW和CrNiMo系合金结构钢稳定过热后，大量析出的主要是较细的MnS、图片3-15为35CrNiMo钢过热石状断口，图片3-16为石状断口过热小平面微观形态，是

10、以MnS为显微裂纹核心的沿晶孔坑型断裂。图片3-15 35CrNiMo钢石状断口图片 3-16 石状断口的微观形态 5000×    除合金结构钢出现稳定过热外，在碳钢、9Cr18不锈钢、GC15轴承钢、60SiMo弹簧钢、高速钢等钢种也常出现这种缺陷，而且不仅沿奥氏体晶界析出，沿孪晶界也有析出。    形成稳定过热的充分和必要条件是：高温加热使奥氏体晶粒粗化；冷却后沿原高温奥氏体晶界（或孪晶界等）大量析出高温稳定的第二相或者存在其它促使原高温奥氏体晶界稳定和弱化的因素。必须指出，单纯奥氏体晶粒粗化引起的

11、过热只是一种不稳定过热；而奥氏体晶粒不粗大，单纯由大量第二相沿晶界析出引起的原奥氏体晶界弱化不属于过热问题。    2.影响稳定过热与不稳定过热的主要因素    由析出相引起的稳定过热程度，主要取决于析出相的成分和析出的密度。因此，影响稳定过热与不稳定过热的主要因素除与加热温度高低和保温长短有关外，还主要和钢的化学成分、钢中微量元素（包括杂质元素）及含量、过热后的冷却速度、锻造变形程度等有关。    奥氏体晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，则沿晶界封闭的愈完整。如

12、果沿奥氏体晶界析出的密度小或不完全封闭，则稳定性小。因此，在奥氏体晶粒大小一定的条件下，沿原高温奥氏体晶界析出相的密度大小，就决定着稳定程度的大小。如果析出相的质点很大，但密度极低，也不易形成稳定过热。    （1）钢的化学成分及微量元素的影响    由前面的例子中可以看出，钢的化学成分决定着析出相的种类，例如CrNi、CrNiMoV、CrNiW系合金结构钢中的析出相是MnS；25MnTiB钢中由于Ti与S比Mn与S有更大的亲合力，主要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不锈钢中主要析出一次碳化物。

13、    不同成分的析出相固溶于奥氏体中的温度不同，因而对稳定程度有重要影响。例如MnS、AlN大量固溶的温度约在1200左右，TiCN的固溶温度在1350左右，Ti2SC在1350时还没有固溶。9Cr18不锈钢的一次碳化物固溶温度也在1000以上。析出相的固溶温度愈高，高温愈稳定，形成稳定过热的敏感性则愈低，但一经固溶和析出后，则很难消除。    稀土元素减少形成稳定过热与不稳定过热有重要影响。例如25MnTiB钢中，当RE/S=1.52时，由于形成高温下稳定颗粒状稀土硫化物，可以细化13501400以下的奥氏体晶

14、粒，减少原奥氏体晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，降低过热敏感性。    （2）过热后冷却速度的影响    过热后冷却速度对是否形成稳定过热及其稳定程度有重要影响，它影响着析出相的数量和密度。冷却速度过快，第二相可能来不及沿晶界析出；冷却速度过于缓慢则析出相聚集成较大的质点，这两种情况均不易形成稳定过热。只有在第二相充分析出而又来不及聚集的冷却速度下才易形成稳定过热。因此相对的中等冷却速度最易形成稳定过热。    （3）塑性变形及热处理对稳定过热的影响塑性

15、变形可以破碎过热形成的粗大奥氏体晶粒并破坏其沿晶界析出相的连续网状分布，因此可以改善或消除稳定过热。    40MnB钢自1150直接空冷和经热轧后空冷呈现两种不同的断口情况。直接空冷的坯料原奥氏体晶粒粗大，析出相呈粗大的网状分布，经调质处理后为石状断口。而经热轧后空冷的原高温奥氏体晶粒细小，析出相分散，经调质处理后为纤维状断口。试验表明已经形成稳定过热，呈现石状断口的 18Cr2Ni4WA和 45钢，经重新加热改锻，当锻造比大于 4时，可基本消除稳定过热的组织，获得正常的纤维状断口。    用热处理方法改善或消除

16、稳定过热是困难的，有时是不可能的。某些合金结构钢的试验表明：只有轻度稳定过热（即析出相密度较小，在断口上呈现细小，分散的石状情况）经二次正火或多次正火可以改善或消除。对于一般的稳定过热（在断口上分布的石状较多，石状尺寸较大）需经多次高温扩散退火和正火才可能得到改善，而对于较严重的稳定过热（石状较大、遍及整个断面），多次长时间高温扩散退人加正火也极难改善。    根据以上分析，为避免锻件稳定过热，从锻造工艺方面有下列有效对策：    1）严格控制加热温度，尽可能缩短高温保温时间。加热时坯料应避开炉子的局部高温区。&#

17、160;   2）保证锻件有足够的变形量，一般当锻造比为1.52时，便有明显效果，锻造比愈大，效果愈显著。对模锻件来说，如预制坯后需再一次加热时，应保证锻件各部分均有适当的变形量。    3）适当控制冷却速度。    根据我们协同某厂解决炮尾锻件石状断口的体会，恰当地采用上述对策，便可以有效地避免形成稳定过热石状断口。    （三）晶粒遗传引起的稳定过热    按传统的概念，钢在加热至正火温度时即发生相变和

18、重结晶，使粗大晶粒得到细化。但是，有些钢种（主要是马氏体钢和贝氏体钢）过热后形成的粗晶，经正火后仍为粗大晶粒（指奥氏体晶粒）。这种部分或全部由原粗大奥氏体晶粒复原的现象称为晶粒遗传。    马氏体和贝氏体钢锻件，如果锻造加热温度与停锻温度较高和变形程度较小，容易形成粗大的奥氏体晶粒，冷却到室温后，在原来的一颗颗粗大奥氏体晶粒内，由于相变形成许多颗小晶粒，这些小晶粒的空间取向与原来奥氏体晶粒的空间取向保持一定的关系。例如马氏体的110面平行于奥氏体的111面，马氏体的111方向平行于奥氏体的110方向。从一个奥氏体晶粒形成的许多马氏体片与原奥氏体晶粒之间都

19、有着这种位向关系（见图3-8和图片3-10）。也就是说，形式上是一颗大晶粒分割成许多颗小晶粒，而实质上还是原来的一颗大晶粒。正火加热时，这些小晶粒还原成原来的奥氏体晶粒，且空间取向基本上没有多大的变化。正火冷却时，一颗奥氏体晶粒又再次重新分割成若干个小晶粒。这样，正火前（即锻后）原来粗大的奥氏体晶粒经正火后形式上虽细化了（分割成许多小晶粒），但实质上由于很多小晶粒的位向与原来的奥氏体晶粒一致，由于在位向和大小上都继承了原始粗大奥氏体晶粒，所以在性能与断口上仍保留了原来粗大奥氏体晶粒的特征。这种粗大晶粒的遗传，使材料的力学性能，特别是韧性明显降低。由于这种晶粒遗传现象，马氏体钢、贝氏 体钢锻件过

20、热后的粗大奥氏体晶粒，用一般热处理工艺不易细化。图3-8  马氏体、贝氏体钢过热组织加热时的重结晶示意图     产生晶粒遗传的条件是：    1）加热前的组织为奥氏体的有序转变产物（马氏体或贝氏体），它具有保留原始奥氏体晶粒取向的能力；    2）加热至奥氏体化温度时，铁素体和奥氏体均不发生再结晶，保持晶粒位向；    3）针状奥氏体得到充分发展。马氏体、贝氏体组织在加热相变时可能产生两种奥氏体形态，即针状（条状）奥氏体和球状奥氏体、针状奥氏体与母相保持

21、一定的位向关系，才导致晶粒遗传，而球状奥氏体则不然。    某些珠光体类型的钢，例如 38CrMoAlA钢等，也易出现这种晶粒遗传现象。38CrMoAlA钢在退火状态是珠光体加铁素体，由于Cr和Mo的存在，使C曲线（S曲线）右移，尤其当存在成分偏析时，在空冷状态下也常常得到贝氏体组织（局部）。经正火和调质后，该局部处组织仍明显保留位向关系，奥氏体晶粒尺寸变化也不大。    1.影响晶粒遗传的几个因素    晶粒遗传的程度与锻件的过热程度、变形程度、加热速度、原始组织、化学成分等有关，分别介绍如下

22、：    （1）过热程度    材料过热程度愈严重，晶粒遗传的程度也愈严重。由图3-9中可以看到，加热温度愈高时，奥氏体晶粒愈粗大，合金元素固溶的愈充分，愈均匀，冷却和以后加热时，愈易按有序转变的方式进行，保持位元向关系。图 3-9 加热温度、热处理及塑性变形对晶粒平均直径的影响    （2）变形程度    塑性变形对消除晶粒遗传有重要作用。由图3-9还可以看到，经1250加热后的坯料，  经66的变形后晶粒明显细化。这不仅是

23、由于塑性变形时破碎了晶粒，打乱了组织的方向性，而且提供了足够的畸变能以满足晶粒细化时晶界能增加的需要。于是，在正火加热温度稍高于相交点时将促使按无序转变的方式形成奥氏体，破坏了原来的空间取向，所以相变后晶粒将得到充分的细化。    在实际生产中，锻件过热和局部区域处于小变形或临界变形的情况是经常存在的。因此，锻件中晶粒遗传的情况是经常出现的。    （3）加热速度    .萨多夫斯基在他的钢的组织遗传性一书中认为钢的晶粒遗传与临界区的加热速度有关。在合金结构钢中，原始组织为马

24、氏体时，缓慢加热（150min）和极快速加热（100500s）时都易出现晶粒遗传。但在某些中间加热速度（10min100s）时，晶粒遗传性不存在。在实际生产中，100150s的极快加热速度是很难达到的。因此，这里仅讨论缓慢加热和较快速加热对组织遗传的影响。    缓慢加热时，由于过热度小，相变驱动力小，球状奥氏体不易形成，只能形成针状奥氏体，它产生于条束边界，并沿着条的方向几乎一致地排列起来，随着温度升高和保温时间延长，针状奥氏体合并成粗大晶粒，即出现晶粒遗传。    较快速加热时，由于过热度大，相变驱动力大，除了

25、在条束边界产生针状奥氏体外，还在旧的奥氏体晶界和条柬边界产生球状奥氏体，而且随着加热速度的提高，球状奥氏体所占的比例也越大，从而使晶粒遗传性降低。    加热速度不仅影响相变驱动力，而且还影响相变硬化效应的大小和再结晶温度的高低，从而影响晶粒遗传性。缓慢加热时，相变硬化的效应相对低些，而且在高温下相变应力部分地得到松弛，从而提高再结晶温度，增大晶粒遗传的倾向。例如 9Cr2Mo钢预先过热到1250，重新加热时，如采用缓慢速度（20/h）加热，奥氏体再结晶温度为 10801090。而快速加热时，则为940990（相差约100），较易发生再结晶，故减小晶粒遗

26、传性。    （4）原始组织    原始组织对晶粒遗传性有较大影响，晶粒遗传主要发生在马氏体、贝氏体组织中，而铁素体一珠光体组织一般不发生晶粒遗传。    在具有位的组织（马氏体、贝氏体）中，贝氏体组织在加热时最不利于球状奥氏体形成，因此，贝氏体组织的晶粒遗传性最严重。这是由于：贝氏体的形成温度高于马氏体，它的位元错密度和储藏能比马氏体低。贝氏体是一种比马氏体较为稳定的组织，在加热时，贝氏体保持其形态结构的稳定性远比马氏体为高；贝氏体加热相变时，其相变硬化效应比马氏体低，故再

27、结晶温度高，晶粒遗传性严重。    （5）化学成分    化学成分对晶粒遗传有较大影响，它是通过形成一定的组织结构和组织状态来实现的。使C曲线右移，促使形成马氏体、贝氏体的合金元素（如 Cr、Ni、Mo等）易引起晶粒遗传，强烈形成碳化物的元素（如Ti、V、Nb等）对晶粒遗传的影响更为显著。这是由于Ti、V、Nb等形成的碳化物、氮化物沉淀在条束间以及原始奥氏体晶界，由于它们的稳定性高，在重新加热时不易溶解，于是，就容易把马氏体、贝氏体的轮廓和原始奥氏体晶界固定下来。在相变时，这些高温稳定的化合物抑制再结晶，于是奥氏体

28、便继承了原始的位向，形成原始粗大晶粒的恢复。只有加热到10001100，随着这些阻碍物的逐渐溶解和奥氏体再结晶的产生，粗大的旧晶粒才能被细小的晶粒所代替。    奥氏体区的冷却速度和预回火对晶粒遗传也有一定影响。    2.防止和消除晶粒遗传的对策    为防止和消除晶粒遗传可采用如下对策：    1）避免锻前加热温度过高，尤其对含有V、Ti、Nb等元素的高淬透性钢，更应严格控制加热温度；    2）避免锻件上存在小变形或临界变形的区域

29、，尤其当坯料加热温度较高时，应使各部位均有足够的变形量；    3）大锻件锻造后，在奥氏体区应缓慢冷却或在奥氏体温度下采用较长的保温时间；采用中间重结晶退火或长时间高温回火加退火；    4）锻后热处理应尽可能获得铁素体一珠光体组织，将原始晶粒内的位向打乱，这是消除晶粒遗传的最有效的办法。但是，晶粒遗传主要出现在高合金钢中，而高合金钢的奥氏体极为稳定，例如 26Cr2Ni4MoV钢等温转变成珠光体的孕育期长达7h，生产中难以实现。近来的研究表明，采用降低奥氏体化温度，以减少奥氏体的合金化程度，从而使奥氏体稳定性降低的办法，可

30、有效地得到珠光体转变；    5）采用两次或多次正火。因为每经过一次正火加热和冷却，位向关系就可能遭到一些破坏，经过多次加热和冷却，晶体学位向关系就可能基本被破坏，从而消除晶粒遗传；    6）对奥氏体稳定性高（尤其含有Ti、V、Nb等元素）的合金钢和截面尺寸大的重要锻件，可采用高温正火（退火）或反复高温正火（退火）的方法。因为在的转变过程中比容发生变化，晶粒间产生相变内应力，使晶粒变形，产生了畸变能，在高温奥氏体区发生奥氏体再结晶，由于重新形核和长大，破坏了原来的空间取向，从而可使奥氏体晶粒细化；  &

31、#160; 7）应尽量提高650800区间的加热速度，切勿在Acl温度附近保温或缓慢加热。大锻件在600左右保温后，应以最大速度加热到奥氏体再结晶温度，以减小晶粒遗传。    （四）合金钢过热、过烧的鉴别方法    对过热、过烧的判定，目前最广泛应用的是低倍（50倍以下）检查、金相分析和断口分析等三种方法。这三种方法相互配合，相辅相成地使用。    1.低倍检查    合金结构钢过热之后，在锻件低倍上表现为低倍粗晶。低倍粗晶的

32、显示方法如下：一般采用1:1的盐酸水溶液热浸蚀。对材料纯洁度较差的电弧钢，采用1020的过硫酸氨水溶液等冷浸蚀剂，效果较好。在过热锻件的酸浸低培试片上，按过热程度不同，用肉眼可观察到：轻微过热时有分散零星的闪点状晶粒；一般过热时晶粒呈片状或多边形；严重过热时则呈雪片状。目前尚无统一的低倍检验标准。    2.金相分析    利用腐蚀剂对磨制好的金相试样进行电解腐蚀或化学腐蚀，然后在金相显微镜下观察晶界及附近有无过热、过烧的特征，进而判定钢材是否过热与过烧。    在大多数情况

33、下，应用饱合的硝酸铵水溶液对试件进行电解腐蚀，然后在显微镜上观察基体和晶界的颜色。过热钢奥氏体晶界呈白色，基体呈黑色。过烧钢晶界呈黑色，基体呈白色。    也可应用硝酸 10（质量分数）加硫酸10（质量分数）的水溶液或奥勃试剂，对试样进行化学腐蚀，效果也很好。已过热的钢在显微镜下可见到黑色断续或完整的晶界（有人认为黑色晶界是由于沿晶界析出的MnS被腐蚀造成的），而过烧钢的晶界则呈白色。    还有其它一些金相检查的方法，详见锻件质量分析一书。    3.断口分析 &

34、#160;  用断口来检查材料的过热、过烧，也是一种既简便又可靠的方法。通常有两类断口，一类叫“萘状断口”，另一类叫“石状断口”。石状断口是经调质处理后进行的检查。    所谓“萘状断口”是典型的穿晶解理断裂；而所谓“石状断口”是典型的沿晶断裂。萘状断口可以显示晶粒的大小，但不能反映第二相颗粒沿晶界析出的情况，即不能表征材料是否稳定过热。    采用“石状断口”来评定过热则有以下优点：    1）“石状断口”表面上出现的过热小平面的大小，反映了晶粒的大小；

35、韧窝的大小和数量多少，反映了MnS等夹杂沿原奥氏体晶界的析出情况；    2）在纤维状断口上出不出现“过热小平面”，标志着稳定过热是否开始；    3）“过热小平面”的尺寸、形状、数量及分布情况，反映过热的严重程度。    当断口由纤维状完全变为“过热小平面”（石状断口）时，就表示严重过热了，可见在韧性状态下检查钢材是否过热，是比较合理的。    例如，某厂对18Cr2Ni4WA钢过热断口进行了研究，在950加热时获得正常纤维状断口，在

36、1150加热时，在纤维状断口基体上出现了少数分散而细小的“过热小平面”，此时开始轻度过热。随着加热温度的进一步升高，“过热小平面”增多增大，在1400时断口的表面全是由大颗粒灰白色“过热小平面”组成，此时为严重过热断口。    （五）过热对力学性能的影响    对只是晶粒粗大的过热情况（不稳定过热），当试样主要呈穿晶韧窝断裂时，对力学性能影响不大；当试样呈穿晶解理断裂或沿晶脆性断裂时，晶粒越大，塑性和冲击韧度下降也越大。从稳定过热，例如晶粒粗大并同时有夹杂物沿原奥氏体晶界析中的情况，其试样断口呈穿晶韧性和沿晶韧窝的混合断裂或沿晶韧窝断裂。过热愈严重，“过热小平面”尺寸在断口上所占的比例愈大时，塑性指针和冲击韧度降低