1、金屬零件常見切削加工缺陷的特征、原因、影響、措施表面粗糙加工表面粗糙度不符合工藝圖紙或設計圖紙要求。使用中降低疲勞性能和零件使用壽命。，刀刃不光潔不僅會增大切削變形，而且使刃口鋸齒狀缺陷全部復印到己加工表面，降低加工表面粗糙度。深溝痕加工表面存在有單獨深溝痕。使用中將成為應力集中的根源。導致疲勞斷裂。零件硬度低、塑性大、切削速度較小或者切削厚度加大等，可使前刀而形成積削瘤。由于積削瘤的金屬在形成過程中受到劇烈變形而強化，使它的硬度遠高于被切削金鳳貝相當于一個圓鈍的刃口并伸出刀刃之外，而在己加工表面留下縱向不規則的溝痕。3鱗片狀毛刺以較低或中等切削速度切削塑性金屬時，加工表面往往會出現鱗片狀毛刺

2、，尤其對圓孔采用拉削方法更易出現，若拉削出口毛刺沒有去除，則將成為使用中應力集中的根源。加工過小零件拐角半徑小，尤其是橫截面形狀發生急驟的變化，會在局部發生應力集中而產生微裂紋并擴展成疲勞裂紋，導致疲勞斷裂。加工精度不符合切削加工后，構件尺寸、形狀或位置、精度不符合工藝圖紙或設計要求。不僅直接影響工件裝配質量、而且影響工件正常工作時應力狀態分布、而降低工件抗失效性能。表面機械損傷切削加工過程中，構件表面相撞擦傷、碰傷、壓傷金屬零件冷沖拉常見缺陷的特征、原因、影響、措施破裂宏觀裂紋。一般屬拉伸系數太小，拉伸應力較大，容易產生拉裂；進行翻邊工序時，如果翻邊的直徑超過容許值，也會使孔的邊緣造成破裂。

3、板料沖裂一般與變形度和材料晶粒度有關。如含碳量小于0.2%的碳鋼變形度達到820%時，中間退火會導致晶粒長大，不均勻晶粒度則導致沖裂。拉穿拉伸件底部拉穿，多屬拉應力超過材料抗拉強度所致。波浪形在拉伸過程中，由于坯料邊緣在切線方向受到壓縮而產生波浪形。4折皺拉伸件表面折皺。拉伸所用坯料的厚度越小，拉深的深度越大，越容易產生折皺。為了防止折皺產生，可用壓板把坯料壓緊。5橫向裂口S15A經下料一敏餅退沖火一制一收口一成型等20余道工序加工成成品。其中，共經過三次沖制，沖制前采用中頻感應加熱退火工藝對沖制工件進行軟化，而深沖件上橫向裂口的產生是在第二次沖制時開始出現，在第三次沖制后發現最多。裂口附近的

4、表層金屬有全脫碳和氧化鐵沿裂口分布的現象。由于沖制過程中造成沖制件表面的凹凸缺陷在感應加熱退火過程中，在凸出的尖角部位造成過熱或過燒是沖制件上產生橫向裂口的主要原因。感應加熱工藝不穩定，造成工件顯微組織不正常也是沖制件橫向破裂的原因之一。金屬零件冷彎擴常見加工缺陷的特征、原因、影響、措施彎曲裂紋彎曲裂紋的形成主要是由于彎曲半徑太小，或金屬材料塑性差引起。一般通過加大彎曲圓角半徑和退火可以防止產生。收口裂紋液壓收口裂紋是在滾壓收口過程中，收口部分金屬不僅受到彎曲應力而且受到切向應力作用，表層金屬變形劇烈，如滾壓速度和擠壓應力選擇不當，則容易形成表層金屬破裂。擴口裂紋有的液壓導管接口處需進行擴口，

5、若擴口進給量大，材料塑性差或材料表面存在缺陷，則往往產生擴破或擴口裂縫。冷沖壓力加工裂紋產生原因的特征、原因、措施一由于材料表面缺陷導致沖裂1劃痕劃痕在鋼板、鋼帶、鋼管上出現的粗細長短不等，有時呈周期分布。劃痕似切口一樣造成應力集中而導致斷裂，尤其是在冷沖壓時，會成為裂紋或裂紋擴展的中心。如果劃痕取向與零件拉延方向垂直，冷沖時劃痕因受張應力而開裂，反之則不易產生開裂。劃痕引起的冷沖開裂,裂紋取向都和劃痕平行，且裂紋的局部或整個與劃痕重合，在裂紋斷口上有舊劃痕跡。在冷劃痕的周圍，具有局部微區塑性變形的特征；如果是熱劃痕，其表面殘留有氧化銹蝕的痕跡，且一般晶粒粗大。2銹蝕鋼材表面銹蝕以后，斷裂韌性

6、降低，脆蝕增加，冷沖時容易在銹蝕處出現裂紋。較嚴重的局部表面，裂紋邊緣粗糙，形如鋸齒，無固定的分布取向。二由于材料內部缺陷導致沖裂球化退火不良冷沖壓多是一次成型，且變形量較大。它要求冷沖用鋼必須具有較低的屈強比和較高的塑性，因此常用低碳結構鋼，低合金結構銀來加匸冷沖零件。鋼的顯微組織要求為球狀珠光體，但由于材料球化退火不良，容易得到鐵素體和片狀珠光體或鐵素體和片、粒狀珠光體。由于片狀珠光體硬度高、塑性差，對于變形量較大的沖壓加丄極為不利，沖壓裂紋多呈透鏡狀，穿晶擴展。帶狀組織鋼中帶狀組織是由鐵素體和珠光體相間分如組成。它是由于碳、磷、硫晶間偏析，在熱壓力加工中使之沿著金屬變形方向被拉長，呈帶狀

7、分布的夾雜物。由于帶狀組織的取向平行于鋼材軋制方向，而鐵素體和珠光體的強度及塑性差異懸殊，因此，冷沖時當鋼件的變形方向與鋼板帶狀組織相垂直，容易產生拉裂和撕裂。由于鋼板帶狀組織引起的沖裂，裂紋平行于鋼板軋制方向，裂紋粗大，顯微觀察時裂紋多沿珠光體邊緣分布、取向平行于帶狀組織。晶粒粗大或粗細不均造成晶粒粗細不均是由于鋼板原始晶粒粗大或大小不均，或由于鋼板在一定的預先冷變形度下，金屬再結晶退火加熱溫度過高或時間過長所致。晶粒粗大或粗細不均會導致在變形量較大的部位產生裂紋，且裂紋多沿粗細混晶交界區擇優分布。三由于材料成分、性能不合格成分不合格冷沖用鋼板的化學成份應嚴格控，特別是碳、硫、磷元素極為重要

8、。碳元素在鋼中形成滲碳體，硬而脆，含碳量增加鋼的強度，硬度增加，塑性降低；硫是鋼中的朵質元素，硫與鐵和猛形成FeS、MnS夾雜物，促使鋼材在軋制時形成帶狀組織，磷與鐵形成脆性大的Fe3P,使鋼在室溫下強度提高，脆性增加。由于化學成分超標造成沖裂，一般裂紋取向不定，裂紋邊緣部分無顯著塑性變形，且數量較大。性能不合格由于材料機械性能和工藝性能不合格而導致的沖裂，裂紋尺寸一般較大，且批量較大。四.由于操作不當導致沖裂毛胚落料時纖維方向不正確鋼件毛坯落料的方向恰好與零件變形方向垂直就容易在冷彎時造成沿纖維方向撕裂。一般沖裂數量較大，且沖裂部位具有規律性。沖模錯位上下模位置不正確，不但會使零件沖裂，嚴重

9、時還會把模具沖壞。此類裂紋一般出現在模具間隙小的一邊，由于間隙過小，鋼板在模內滑移變形受阻，局部表而將產生嚴重擦傷。金屬零件常見磨削加工切削的調質、由于、影響、措施1表面損傷磨削時，工件表面、次表面由于受到磨削熱和磨削力的作用，引起表面組織硬度和應力狀態發生變化，導致表面回火損傷或淬硬損傷，即磨削變質。在磨削加工過程中，由于磨削力及磨削熱的作用，不僅工件表層產生塑性變形，而且溫度急劇升高。磨削加工與其它切削加工方法比較，磨削力要比其它切削力大數十倍，而磨削熱共至大百倍以上。因而，可使工件表層瞬間溫度達數百度，有時找至使表層金屬熔融，從而使工件表層的物理和化學性質發生變化。磨削變質層厚度一般在兒

10、十微米內變化，越接近表面層，回火析出的碳化物越多，顆粒越大，抗腐蝕能力越弱，壓應力越低。表面燒傷與剝皮工件磨削表面呈明顯色彩的斑點狀、塊狀、帶狀，點片狀、線狀或細螺旋線形，魚鱗片狀、或者整個表面都呈變色的燒傷痕跡。磨削淬火鋼零件燒傷時往往伴隨有磨削裂紋或剝皮。此類缺陷多產生于滲碳零件磨削加工過程中。滲碳層表面在磨削過程中，砂輪與零件接觸面較大，砂輪過鈍，進給量過大，零件表面磨削瞬間溫度可高達1000C左右，表層金屬發生加熱、回火、找至退火的熱處理過程，使零件表層產生一層氧化膜。由于傳到工件表面的溫度不同，氧化膜的厚度也不同，它所表現的顏色也不同，所以，可以根據燒傷顏色來判斷燒傷溫度。如深黃色相

11、當于500600C的溫度，褐色相當于700800C的溫度，而蘭黑色則可能達到相變溫度以上的溫度。急冷時也易于在應力交界區域形成疲勞剝落。表面殘余應力磨削表面殘余應力，一般表現為拉應力，存在于零件表層內，它的大小和深度取決予磨削熱與工件材料特性有關。由于較高的磨削熱而使零件局部表面溫度升高，達到不均勻熱傳導。引起塑性變形，因而產生塑變應力，表層金屬在急劇高溫與冷卻作用下，還會造成表層組織變化產生相變應力，表現在磨削表面上即形成了殘余應力。較大的殘余應力會引起應力腐蝕裂紋的出現。為了消除磨削應力.進一步穩定組織和尺寸，在磨削后可進行低于前次回火溫度20C的附加回火。磨削裂紋磨削裂紋有呈直線狀分枝、

12、與磨削方向垂直并彼此基本平行分布和呈網狀分布兩種。由于磨削過烈，砂輪過鈍，促使表面在瞬時間溫度高達1000C左右，若冷卻不當，易形成明顯的二次淬硬層。由于二次淬硬層使表面產生很大的熱應力和組織應力，再加上高速磨削時的滾壓應力。其總應力超過磨削件本身強度極限時，即導致磨削裂紋。點剝落及點蝕坑38CrMoAlA鋼主軸離子氮化，于精磨與超精磨之間，磨削表面有分散分布的和成簇分布的脆性點剝落及點蝕坑。其大小及深度均較一致。大小在0.52毫米范圍，深度為0.050.15毫米之間。光學顯微暗場形貌檢査發現，在點剝落及點蝕坑內既有脆性剝離的殘留金屬，乂有氧化腐蝕產物，呈白色與黑色蘑菇云狀分布，電鏡形貌呈沿晶

13、剝落及穿晶斷裂，同時，在剝離區域有明顯的二次裂紋，具有應力腐蝕和氫脆特征。產生的原因主要是表面氮濃度富集，化合物雖連續粗大網絡狀分布。在磨削時傾向于脫落的氮化層的顯微結構特點是沿奧氏體晶界存在稠密的網狀氮化物，它的存在使晶格畸變加劇，在位錯與晶界處三向應力增大，在磨削力、熱應力及組織應力的作用下，粗大的氮化物網絡邊界區切口效應敏感性增大，造成綜合應力疊加，當這種應力超過滲層的強度極限時，即產生脆性破裂與剝落。當晶界強度大于晶內強度時，則裂紋沿晶擴展產生脆裂及剝落；當晶界強度等于晶內強度時，則裂紋的擴展呈穿晶脆裂及剝落。防止措施是：嚴格控制鍛后退火組織晶粒在W5級至8級，不允許有4級晶粒存在；調

14、質索氏體組織的彌散應均勻細小，表層10微米處，不允許有游離鐵素體存在；氮化前工件不允許有銹斑，汕污和蝕跡，防止工件表面嚴重的“打弧”現象出現。氨氣應嚴格過濾，過濾口用一段時間后必須清理。金屬零件鍛造加工常見缺陷的特征、原因、影響、措施1分層鍛件金屬局部不連續而分隔為兩層或多層稱為分層。鍛件分層缺陷產生的原因是由于金屬中含有非金屬夾雜，未焊合的裂縫，殘余縮孔、氣孔等缺陷，在鍛造后使金屬局部不連續而分隔為兩層或多層。防止分層產生的措施與防止非金屬夾朵、縮孔、氣孔缺陷相同；同時要加強對原材料鍛前無損檢驗。折疊鍛件一部分表而金屬折入鍛件內部，使金屬形成重迭層缺陷稱為折疊。鍛造折疊是一種常見的鍛造缺陷，

15、經常出現在鍛件表面，外觀類似裂縫。具有一定長度，斜向深入鍛件內部，通常以單個狀態存在；折疊流線彎折，但連續性來斷。它是由于熱金屬的突出部分在鍛造過程中被壓入金屬表面形成。鍛胚或鍛錘上的氧化皮或潤滑劑等未清除干凈被鍛入熱金屬表而，以及鍛件在拔長操著中由于送進量小于壓下量也能形成折疊。折疊的高倍特征是開口較大，尾端圓鈍，有時有分叉，折疊內充滿氧化物，一般與金屬表面呈銳角。鋼鐵鍛件折疊試樣經腐蝕后觀察，折疊的兩側有較明顯的氧化脫碳現象。金屬在模鍛過程中如坯料尺寸或形狀不當，放置位置不妥，或是由于棒料下料后端面未能將較大毛刺去凈，以及模具型腔不合理，鍛件分模面選擇不當等原因，都有可能在鍛件上引起各種形

16、式的折疊缺陷。鋼材在熱軋時形戊的折疊往往比較嚴置，在零件加工過程中即可暴露出來。熱繳粗工藝過程中也會產生折疊。折疊是鍛件的一種表面缺陷，如殘留在成品零件表面有可能成為疲勞裂紋源，造成疲勞失效。也有的可能在熱處理淬火時擴展成為裂紋造成零件報廢。防止鍛造折疊產生的措施是：合理選擇毛科尺寸，注意清理毛刺和清除氧化皮，提高模具光潔度，增大模具圓角半徑，加強潤滑，注意鍛造時的送進量及操著方法等。渦流金屬在鍛造過程中由于劇烈的熱變形使金屬組織發生晶粒結晶重新定向排列，形成結晶織構和金屬中的非金屬夾雜物、樹枝晶偏析、第二相質點等沿熱加工方向形變延伸呈帶狀分布，形成了鍛件的纖維狀組織即鍛造流線。由于鍛件存在著

17、流線，使其機械性能和物理性能具有強烈的方向性，沿流線方向的強度、塑性以及沖擊值都遠高于垂直流線方向的。因此。一般鍛件都要求流線沿零件外部輪廓連續分如，使之與零件工作時所受最大拉應力方向平行，與剪切應力或沖擊應力方向垂直。所以，重要的鍛件鍛造后都要求取樣進行流線檢査，按零件毛坯圖要求評定是否合格。鋼鍛件的流線缺陷一般是不沿零件主要輪廓外形分布；而在鋁合金模鍛件中則是渦流、穿流和紊流等。渦流是指具有L形、U形和H形截面的模鍛件成形時，鍛造流線局部彎曲，在低倍試樣上流線產生回流現象。嚴重者呈漩渦狀或樹木年輪狀。它的形成原因大多是由于具有有L形、U形和H形的毛料尺寸過大，緣條充滿后多余金屬在流向毛邊槽

18、的過程中使流線發生彎曲形成，但流線還是連續的。若模具設計不當或坯料過大等，在肋條充滿后，腹板處仍有多余料，在流向毛邊槽的過程中，肋條根部金屬產生相對回流，使金屬流線彎曲而形成渦流。渦流使鍛造流線分布不正常，降低了鍛件的機械性能。防止渦流產生的措施是確定合理的毛料尺寸，增大筋條根部圓角半徑，規定合適的預鍛欠壓量和半成品打磨要求，采用預鍛型槽以及注意錘擊輕重，改善潤滑等。穿流鍛件肋條或凸臺根部金屬流線被穿斷的現象稱為穿流。對U形和H形截而的鍛件，由于模具設計不當或胚料過大，在變形最后階段，肋條或凸臺根部已充滿，腹板部分尚有多余的金屬.穿過肋條或凸臺根部向毛邊槽流去，若流向毛邊槽過程劇烈，則鍛造流線

19、穿透緣條（凸臺和肋條）的根部，形成穿流，使金屬流線的連續性遭到破壞。穿流區晶粒細小，流線模糊，有時帶有粗晶。；r=i穿流明顯降低鍛件的疲勞強度和拉應力腐蝕能力。防止穿流產生的措施與防止渦流產生的措施類同。y十斗Ia民不氧化膜屬鋁合金鍛件低倍組織缺陷。氧化膜的低倍特征是沿金屬流線呈灰黑色點狀和線狀分布，有一定深度，兩端較鈍，線狀長度不等。在鍛件中愈接近分模面出現兒率愈大，并多出現在金屬流速突然發生變化或單向變形最大處及其附近；有時在鍛件邊緣還會出現氧化膜密集群。在垂直于氧化膜的橫向斷口上，氧化膜具有類似撕裂分層的特征；在平行于氧化膜的縱向斷口上呈平滑的片狀或為密集的點狀，顏色從銀灰色，灰色至褐色

20、。電子探針微區成分分析及電子衍射分析結果表明，氧化膜主要由B-A14組成，其間包括有Si和Mn等的氧化物。鋁合金鍛件中的氧化膜如同鋼鍛件中的非金屬夾朵物一樣破壞了金屬的連續性，對零件的疲勞性能影響較大，經常是零件疲勞損壞的疲勞源。但是氧化膜對縱向機械性能影響不大，對橫向有一定影響。因此一般不允許存在，但由于某些鋁合金鍛件難于避免，通常規定一定斷口檢査面積上容許的氧化膜點數及點的大小作為判斷標準。氧化膜是在鋁合金熔煉或澆注時形成的，因此，精煉質量和澆注平穩程度是防止或減少氧化膜的關鍵。精煉質量不高，鋁液中氧化夾雜不能去除，形成細小分散的氧化夾朵，澆注過程不平穩，將流槽表而的氧化膜卷入鋁液，形成較

21、大、較集中的氧化夾朵。這些氧化夾雜在鍛造變形過程中則被拉長成條狀或片狀。因此，防止或減少氧化膜的產生主要是提高熔煉質量或是采用真空精煉，并注意澆注操作，鍛造只能改變氧化膜的分布和大小。過熱金屬鍛件的過熱組織主要是終鍛溫度過高或變形量不夠造成的。因此在決定最后一火的加熱溫度時應根據剩余變形量（剩余鍛造比）的大小來決定，如果終鍛溫度過高而剩余變形量乂小,這時引起的晶粒長大不能由剩余鍛造比對晶粒破碎作用所抵消，因而形成過熱粗晶粒組織。鋼鍛件過熱組織的光學顯微特征是：（1）晶粒粗大，過熱鋼的奧氏體晶粒一般大于3級。（2）過熱的高碳、高合金鋼鍛件淬火時易形成粗大的馬氏體并使殘余奧氏體增多。（3）出現魏氏

22、組織。亞共析鋼過熱，鐵素體部分沿晶界析出呈網狀，另一部分沿一定結晶面取向分布呈針狀。過共析鋼鍛件過熱會形成滲碳體網或是沿奧氏體一定結晶面呈針狀析出。當鋼中碳含量超過0.6%接近共析成份或食一定合金元素時，魏氏組織不易出現，這是因為高碳的奧氏體中鐵素體形成后隨即析出碳化物而成為上貝氏體。由于魏氏組織形成條件和試樣的切取方向不同，在亞共析鋼中常見魏氏組織有羽毛狀、等邊三角形、相互垂直或它們的混合形。（4）過熱高速鋼的顯微組織中常出現角狀碳化物。（5）某些高合金鋼（如lCrl3,Crl7Ni2等）過熱后往往出現一些影響材料沖擊韌性的不平衡組織如6鐵素體。過熱鋼的低倍斷口為石板管，斷面粗糙灰暗，屬沿晶

23、斷裂。電鏡微觀特征有的在晶而上出現韌窩。高速鋼過熱會出現荼狀斷口，其特點是粗晶，有金屬光澤，但為穿晶脆斷。過熱鋼鍛件的機械性能較差，尤其是塑性和沖擊韌性明顯下降；具有魏氏組織的鋼在鍛造時雖一般不會引起裂紋，但如果在最終熱處理前不進行細化晶粒處理，則有可能導致淬火裂紋或性能下降。魏氏組織可通過正火或退火來消除。也可用二次鍛造消除。由于一般鋼都有某種大晶粒遺傳性，因此為細化晶粒而進行的熱處理應反復進行多次。防止鍛件過熱產生的措施是正確地選擇加熱溫度和嚴格控制加熱保溫時間。確定鍛造加熱溫度范圍的原則是：保證金屬有較高的塑性，較小的變形抗力，得到顯微組織、流線以及力學性能較好的鍛件，同時鍛造溫度范圍要

24、盡可能寬些。以便減少火次，提高鍛造生產率。一般情況下在確定最后一火加熱溫度時寧低勿高，以保證合適的終鍛溫度。例如精整匸序時終鍛溫度允許比規定溫度低5080Co模鍛件軟點坯料規格為23x420毫米的50AE熱軋鋼棒，頭部經傲粗、正火，粗加工后整件調質，發現徹粗部位有軟點（HRC20左右，其余部位HRC則為4045）。產生原因是做粗胚料位置擺放不當，使鍛件一側飛邊過火，另一側過小，飛邊過小的部位由于金屬切削量小（工件以軸心定位），高溫加熱的脫碳區殘留在零件上,導致軟點。&過燒鍛件在加熱過程中如溫度太高（包括局部加熱溫度太高）或在氧化性氣氛的高溫爐中長時間保溫不僅使奧氏體晶粒極為粗大，而且爐中的氧吸

25、附于鋼胚表面并以氧原子形式滲入晶界處，使鐵、硫等氧化形成低熔點的氧化物或低熔點的氧化物共晶體，造成金屬晶界早期熔化，有時找至使金屬基體產生熔化，使晶粒間的結合力大大減弱，金屬的塑性變形能力明顯下降，這種現象即稱為過燒或燒毀。鋼過燒的光學顯微特征是一般情況下在未經腐蝕的試樣上即可觀察到因過燒而出現呈網狀分布的氧化物。過燒的鋼在鍛造時一般容易破裂，裂口寬大，裂縫沿晶擴展，兩側嚴重氧化脫碳。過燒的高速鋼鍛件光學顯微組織中一般會出現魚骨狀的共晶萊氏體。過燒愈嚴重，共晶萊氏體愈多。鋼的過燒過程一般是隨著加熱溫度的提高首先于鍛件表面處劇烈氧化，按著沿晶界形成網絡狀氧化夾雜并造成脫碳組織，與此同時向周圍基體

26、及金屈內部深入，最后是晶界熔化。過燒溫度與鋼成份有關，如T12鋼的過燒溫度一般是1200C,T8為1250C,45、50Cr,12CrN13A為1350C,20鋼則大于1350C。鋁合金的鍛造溫度范圍比較窄，一般在150C范圍之內，某些高強度鋁合金的鍛造溫度范圍甚至在100C范圍之內，因而鍛造溫度稍有偏高就有可能產生過燒。過燒鋁合金鍛件表面一般發暗，有氧泡，找至發生破裂，嚴重時鍛造過燒破裂呈渣狀。過燒鋁合金鍛件光學顯微特征是：顯微組織中會出現復熔球，紡錘形晶界和三角形晶界等特征。過燒鋁合金鍛件的斷口呈粗大的顆粒狀，無金屬光澤，為沿晶斷裂。沿晶斷裂的晶界面上有熔坑和氧化物。過燒會使鍛件的力學性能

27、急劇惡化，并且無法以熱處理方法或其他方法進行挽救，只有回爐重新冶煉；鋁合金鍛件輕微過燒對常規性能影響不大，因而受靜載且應力水平不高的零件可以考慮使用。防止過燒產生的措施與防止過熱產生的措施類同。內部縱向裂紋鍛件內部縱向裂縫在鍛壞的鍛坯的橫斷而上呈十字形或條狀。有的決至穿透鍛坯整個中心而與空氣接觸，因而在鍛造過程中破裂而被氧化。有的裂縫沒有穿透鍛坯不與空氣接觸，破裂面未被氧化，但由于鍛造時破裂面相互摩擦，裂縫打開觀察對破裂面有磨光發亮特征。十字形裂縫形成原因是毛坯在拔方時對角線上產生最大交變剪應力引起。高速鋼由于內部組織中存在著網狀或塊狀萊氏體共晶或有嚴重的中心疏松等低倍組織缺陷，在鍛造過程中容

28、易產生十字形裂縫。防止內部縱向裂縫產生的措施是控制原材料質量和制訂正確的鍛造匚藝過程。例如鍛造的溫度范圍；錘擊的輕重，拔長或徹粗的送料比（送進量），工人的操作技巧以及鍛后冷卻方式等。如嚴格控制鍛造溫度范圍，采用緩慢加熱使金屬坯料均勻受熱并保溫足夠長的時間使坯料熱透后方可鍛造。在鍛造過程中除注意始鍛和終鍛時輕擊外，還應嚴格控制送料比L/ho隨著送料比的增加,破裂危險性增大，但也不能太小，否則容易產生橫向裂縫。送料比一般以0.61.0較為適宜。對于一火不能完工的鍛件則應注意合理分配每次加熱的變形量，使鍛件各部分變形均勻。此外還需根據金屬成份及鍛件的形態特點正確地選擇冷卻方式。內部橫向裂紋鍛件內部橫

29、向裂縫主要位于鍛胚中心部位，破裂面呈粗糙粒狀，屬沿晶斷裂性質。內部橫向裂縫產生的原因是當毛胚拔長的送料比L/h小于0.5時（L撥長時每次的送進量；h毛坯橫斷面高度。）坯料分段拔長壓縮時會出現雙鼓形，但由于毛坯為一整體，則毛坯中企圖取得最大延伸的部位將給予企圖保持最小延伸的部位以附加的拉應力，這種拉應力如超過毛坯中某一薄弱處的材料強度便形成橫向裂縫。防止內部橫向裂縫產生的措施與防止內部縱向裂縫產生的措施類同。11端部破裂端部破裂一般位于拔長鍛胚的端部，毛胚傲粗時則出現在鼓肚處。這種破裂一般不深入金屬內部，在裂縫根部以內，金屬仍保持連續性，破裂面呈結晶狀，被氧化。產生端部破裂的原因是由于毛坯徹粗出

30、現鼓肚時，在鼓肚處出現較大的拉應力所致。毛坯拔長端部鼓出相當于徹粗出現的鼓肚，也同樣產生拉應力，這種應力也可引起端部破裂。在自由鍛傲粗時如鍛造溫度偏低乂錘擊過重則往往在坯料表面沿最大剪應力方向（45。）產生破裂。防止端部破裂產生的措施與防止內部縱向裂縫產生的措施類同。龜裂鍛件表面有呈龜殼網絡狀的裂縫稱為龜裂或網狀裂縫。鋼鍛件中硫含量過高或是加熱爐燃料含硫量過高引起晶界滲硫，較多量的硫與鐵形成硫化鐵。或硫化鐵與鐵，或硫化鐵與氧化亞鐵形成的共晶體，由于它們的熔點較低（約為890C）并多以網狀分布于晶界或呈帶狀分布在金屬基體上，在鋼的鍛造變形溫度區間（1200800C）成為熔融狀態，使鋼的熱塑性顯著

31、下降，在鍛造變形中產生龜裂或裂縫。這種現象也稱為熱脆銅是鋼中的殘余元素，但當鋼中銅含量過高時（大于0.2%）,或是鍛件在加熱時有外來銅的滲入，則在鍛造過程中由于表面發生選擇性氧化，即在鐵銅固溶體中鐵首先被氧化，使銅逐漸富集而銅在丫一Fe中的溶解度有限，當其超過溶解度時便會沿晶界析出，形成一層類似純銅的富集層位于氧化碳皮和銅基體的界面上；這種富銅相的熔點較低（小于1000C）,在鍛造變形溫度區間呈熔融狀態，此時，只要鍛件受到拉力便會產生龜裂或裂縫。這種現象亦稱為銅脆（或紅脆）o由銅脆引起的鍛造龜裂，光學顯微特征有游離銅沿晶界擴展。鍛造過程中，鍛件過熱或模具熱疲勞致使鍛件局部強度降低或應力增大亦會

32、引起鍛件龜裂。切邊裂縫通常平行于分模面分布，屬鍛件切邊后在剪切面上暴露出來的裂縫。產生的原因是分模線處或附近強度低，在剪應力作用下容易產生剪切裂縫。脫碳鍛件表層中較中心含碳量減少或失去碳的現象稱脫碳。當鋼在能夠和其表而的碳發生反應的介質中加熱時，引起碳量減少或完全失去碳量的現象。根據脫碳的程度不同，有全脫碳層和半脫碳層。脫碳降低鋼鍛件疲勞性能。防止的措施主要是正確選擇鍛造加熱溫度和嚴格控制保溫時間。增碳禽碳量低的鋼鍛件（如奧氏體不銹鋼鍛件等）在鍛造加熱過程中引起表層碳量增加的現象。增碳降低鍛件表層塑性，容易產生表面短裂縫，降低疲勞性能。防止增碳產生的措施是正確選擇鍛造加熱溫度，嚴格控制加熱保溫

33、時間和加熱氣氛。零件常見熱處理缺陷的特征、原因、影響、措施氧化脫碳鋼件在一定的溫度下，表層元素和介質中的氧發生反應，生成氧化物造成表層貧碳的現象,稱氧化脫碳。全脫碳層顯微組織特征是全部為鐵素體，半脫碳層是指全脫碳層以后到心部原始組織處。氧化與脫碳都是鋼與氧氣或其它氧化性氣氛互相作用的結果。氧化是鋼腐蝕失效的表現式之一；脫碳會降低鋼的淬火硬度、耐磨性和疲勞強度。高速鋼脫碳會降低紅硬性。防止氧化脫碳產生的措施是：控制加熱溫度及時間，應盡可能降低鋼加熱溫度及在高溫下的停留時間；真空加熱；控制加熱氣氛，使之呈中性；覆蓋物及保護涂料如木炭、焦碳、鑄鐵屑、硼砂、石墨粉與水玻璃的混合物和鍍銅及專用涂料等；留

34、加工余量，使其脫碳能被加工去掉。殘余奧氏體鋼件調質處理后，顯微組織有一定數量的奧氏體未轉變成馬氏體，殘存于鋼件中稱為殘余奧氏體。影響殘余奧氏體量的主要因素有化學成分、淬火溫度，冷卻速度和應力等。殘余奧氏體會降低鋼件硬度、耐磨性、影響鋼件尺寸穩定，引起磨裂或燒傷等。但在較大負荷下，殘余奧氏體可變成馬氏體，增加表而殘余壓應力，有利于接觸疲勞壽命的提高。減少殘余奧氏體方法是：高碳鋼采用淬火溫度不要過高；只考慮減少殘余奧氏體，淬火速度可考慮快些；淬火后立即進行冷處理，防止奧氏體穩定化，增加其數量；可以在300C以上溫度回火來分解殘余奧氏體。過熱鋼件熱處理過熱后.結構鋼會出現晶粒長、馬氏體粗大、殘余奧氏

35、體量多、晶界熔化，出現魏氏組織等;高速鋼過熱會出現碳化物變形呈網狀,產生共晶組織(萊氏體)、蔡狀斷口(蔡狀斷口多發生在未經中間退火第二次淬火中)。結構鋼過熱會降低強度和韌性，易產生沿晶失效；高速鋼過熱會降低強度、增大脆性，易產生崩刃和落齒等現象。不銹鋼1CJ3如淬火過熱，會出現大量的5鐵素體，會使調質后的強度、塑性降低，特別是沖擊韌性大大降低。2Crl3S熱后不僅晶粒粗大而且在晶界上會出現黑色的5共析體。影響機械性能，降低耐蝕性。防止過熱產生的措施是嚴格控制爐溫、保溫時間、降低加熱速度，或采用分段加熱方法等。過燒鋁合金和鎂合金零件熱處理時易產生過燒缺陷。鋁合金過燒時，表面發黑、起泡；斷口灰色無

36、光澤；顯微組織可見晶界加粗、三角晶界和變熔球組織、裂紋和孔洞。鋁合金過燒會降低延伸率、抗晶間腐蝕和抗疲勞性能。鎂合金過燒，表面析出強烈氧化的金屬瘤，顯微組織晶粒長大，共晶體量增多，晶界氧化,找至出現顯微孔洞。鎂合金過燒還會出現表面氧化，產生灰色或黑色的粉末，吹砂清理后，表面有小孔。防止過燒產生的措施與防止過熱產生的措施類同。例如ZM5合金由于鋅的偏析，可能會形成低熔點的共晶體(熔點360C),因此，一次加熱到淬火溫度(415C),容易造成過燒，則應采用分段加熱的方法予以防止。同時，為防止鎂合金熱處理過燒，加熱時應防止水分吸入。淬火軟點鋼件淬火后局部呈點狀未硬化的小區域，稱軟點。形成軟點的原因主

37、要有材料成分不均，特別是含碳量不均；零件在加熱過程中局部有脫碳,冷卻時零件局部接觸或支撐冷卻速度不快等。由于軟點存在，造成零件各處硬度不均勻，軟點處往往是零件破斷失效起源處。防止軟點產生的措施是提高淬火冷卻速度。6淬火硬度不足鋼件淬火后硬度值低于技術要求.稱為淬火硬度不足。造成淬火硬度不足的原因是：加熱溫度不足(或保溫時間不夠)，使奧氏休化合金量不夠，淬火后得到一些非馬氏體組織(屈氏體或貝氏體)。淬火溫度過高，會使殘余奧氏體量較多，造成硬度降低，這時可見馬氏體粗大。淬火冷卻速度不夠，在淬火組織中，除有馬氏體外，還有屈氏體或上貝氏體，它們的量越多，則硬度越低。回火溫度偏高，或保溫時間過長，使硬度

38、降低。等溫淬火，構件在空氣中停留時間過長。表層脫碳，淬火不易形成馬氏體，或只形成低碳馬氏體，使硬度下降。防止淬火越多不足產生的措施與產生原因相對應。回火脆性鋼在某溫度范圍內回火過程中出現沖擊韌性降低的現象，稱回火脆性。如2Crl3在450C回火后，其沖擊韌性值較正常溫度下降47%。在250400C范圍內回火后，沖擊韌性或斷裂韌性下降的現象稱低溫回火脆性。在400550C回火后緩冷，造成脆性增加的現象稱高溫回火脆性。高溫回火脆性不僅表現沖擊值降低,而且表現脆性轉變溫度的升高。目而一般都采用50%的纖維斷口為標準的脆性轉變溫度升高值來表示回火脆性的程度，簡稱回火脆度。具有回火脆性的斷口與正常斷口比

39、較，有回火脆性的斷口組織呈銀灰色、顆粒狀、齊平；電鏡形貌特征為巖石狀或冰糖狀花樣，裂縫沿晶擴展某些結晶面有韌窩花樣。因為晶面十分光滑，掃描二次電子象呈暗灰色。使用苦味酸10克、二甲苯100毫升、酒精10毫升腐蝕樣品：于光學顯微鏡下觀察，可觀察到晶界形貌。回火脆性以沿晶斷裂為主，局部有解理或準解理斷裂。產生低溫回火脆性的原因主要與滲碳體沉淀有關。P、N及S雜質元素在奧氏體晶界偏析引起回火脆性也是重要因素。造成高溫回火脆的原因主要是回火后緩冷致使Sn、Sb、S等雜質元素沿晶界析出。防止回火脆性產生的方法主要有：(1)材料成分減少Sn、Sb、P、MnSi等促進回火脆性元素含量；(2)熱處理工藝上除快

40、冷外，采用提高回火溫度、延長回火時間、重復回火次數、快速加熱，降低淬火溫度，形變熱處理等。消除高溫回火脆性，還可采用臨界區熱處理。方法是在奧氏體化后，回火前，于a+Y兩相區內進行熱處理。它能減少高溫同火脆性的原因是通過消除原奧氏體晶粒，而強烈地減少了晶粒尺寸。&石墨化脆性含硅高的碳素工具鋼或彈贊鋼，在熱處理后，常發現硬度不足，加工光潔度很低，或在使用中脆斷。斷口往往呈黑色，無金屬光澤，并可見石墨夾雜物，這就是石墨脆化，亦稱黑脆。碳素工具鋼或彈贊鋼在退火處理時，由于溫度過高或保溫時間過長以及冷卻緩慢，或重復退火次數過多，使鋼中析出滲碳體和珠光體，并進而從滲碳體中析出石墨，在石墨周圍出現大塊的鐵素

41、體。一般構件呈受冷塑性變形量較大或己淬火成馬氏體的鋼，在退火中更易形成。為防止石墨化，要制定正確的退火工藝，對于先冷變形或已經淬火的鋼應采用較低溫度和較短的保溫時間。另外，要控制爐溫均勻，防止局部過熱而石墨化。球化不良球化退火后，未獲得均勻球化組織，夾有片狀珠光體或網狀碳化物，以致切削性能不良；且淬火后，組織及硬度不均。造成球化不良的原因生要是球化溫度俏低，保溫時間不足，或球化溫度偏高，冷卻緩慢等。但合金鋼球化退火時間不能過長，否則會形成特殊碳化物，淬火時極難溶入基體，影響淬火效果。鹽浴爐腐蝕金屬零件在鹽浴爐加熱后，往往產生腐蝕現象，其原因主要有：當零件局部加熱時，加熱線上邊的氯鹽分解或水氧反

42、應生成的氣體所氧化；鹽浴中碳酸鹽(如采用黃血鹽作脫氧劑時)或硫酸鹽的含量過高；零件上或夾具上有鐵銹；淬火或回火后，表面殘剩有氯鹽，因吸水潮解而引起電化學腐蝕；回火硝鹽中氯鹽含量過多；在鹽浴爐中加熱合金鋼時，確有合金元素熔于鹽浴中。珞和它的氧化物最易熔解，所以高鋸鋼必須在特殊的中性鹽浴中加熱，脫珞之后變成斑斑點點的孔狀表面；淬火件在淬火加熱溫度下，強度很低，它們如相互重疊，會承受很大的壓力，在零件局部(如螺紋)將相互熔敷，產生腐蝕。防止腐蝕產生的措施是：在加熱時，加熱線先浸鹽25秒鐘，以形成熔融的氯鹽保護層；不宜用黃血鹽作高溫鹽浴保護劑。加活性炭可去除硫酸鹽；（3）去除鐵銹，淬回火后要清洗干凈；

43、（4）回火硝鹽中氯離子控制在1.5%以下；（5）淬火加熱，防止一筐裝入大量構件進行熱浴。11過時效時效溫度過高，時間過長，而使合金第二相粗化，造成強度明顯下降的現象，稱為過時效。其特征就是第二相在晶界上聚集粗化，使強度大大下降.特別是鋁合金和銅合金構件熱處理時有時會產生此缺陷。滲碳層出現網狀或大塊碳化物光學顯微形貌特征是，一般表層呈大塊碳化物聚集分如。有的逐漸向里，隨碳量的降低，碳化物沿晶界呈網狀分布。產生此缺陷的原因是滲碳劑活性太高（或碳勢太高）；滲碳保溫時間太長；及滲碳溫度過高使表面碳濃度過高而造成。特別是在尖角部位更為嚴重。滲碳濃度不太高，但滲碳后冷卻太快,也容易形成網狀碳化物，不過網較

44、細，碳化物的量也較少。一般地說.碳鋼滲碳時，當含碳量大于1.1%時，碳化物易沿晶界析出呈網狀。而合金鋼滲碳時，當表面含碳量過高，過共析層中碳化物往往會出現不規則的粒狀、粗粒狀其至塊狀。滲碳層出現網狀或大塊狀碳化物，破壞了表層組織的連續性，在碳化物和基體組織的交界處，容易萌生疲勞裂紋，造成表面麻點剝落，致使使用壽命降低。而且易在淬火或磨削加工過程中產生裂紋。對于細網狀，可采用正火或淬火方法來改善和消除。為防止該缺陷產生，一般采用“低溫滲碳一高溫低濃度擴散”的滲碳工藝。對20crA.12CrNi3A18Cr2Ni4WA鋼可在高碳勢（1.11.5%C）低溫下（830C）預滲1小時，然后隨爐升溫至正常

45、溫度滲碳，也可顯著改善滲碳層碳化物的形態。預處理的作用是首先在滲層中制備細小分布均勻的碳化物質點，以此作為隨后正常滲碳的核心。滲碳層貧碳和脫碳貧碳的組織特征是滲碳層表面無過共折層。脫碳的組織特征是在表層出現了鐵素體組織，次層為共析層，組織為屈氏體+碳化物。產生的原因是滲碳后冷卻無保護或保護不夠。預防和補救的措施是控制好爐中的碳勢，并在冷卻桶中滴入滲劑予以保護；對已產生缺陷的構件，若滲碳深度已達到技術要求的上限時，可在800C短時間補滲，滴油量比常量多些。如在深度下限，可在900920C補滲，但時間也不能太長。若脫碳層很淺，也可以切削加工去掉即可。滲碳件心部鐵素體過多這種缺陷是在滲碳熱處理后產生

46、的，一般是淬火溫度偏低或保溫時間不足，游離鐵素體沒有完全溶解而呈大塊狀殘留下來。如果是細小條狀沿晶界呈斷續網狀分布的鐵素體，則是因淬火介質冷卻速度不足引起。原材料帶狀嚴重，鋼材淬透性差，也是心部鐵素體過多的原因之一。當心部出現過多的鐵素體時，不但使其硬度下降，而且明顯地降低它的彎曲疲勞強度，從而縮短構件的使用壽命。防止產生的方法是適當的提高淬火溫度或冷卻速度；控制原材料的帶狀組織。滲碳過熱和滲碳后淬火過熱滲碳過熱后的組織特征，表現在奧氏體晶粒粗大，滲碳體呈針狀魏氏組織形貌。合金滲碳鋼淬火過熱后，會出現粗大的片狀馬氏體及大量的殘余奧氏體。過熱后，由于晶粒粗大，從而增加了滲層的脆性。過熱組織可以用

47、正火來消除，也可以通過再一次較低溫度加熱淬火，使粗大的馬氏體變為細片狀馬氏體，提高了韌性。滲碳件反常組織滲碳反常組織的特征是在滲層的過共析區內，網狀滲碳體不是胃接與片狀珠光體接觸，而是隔著一條較寬的鐵素體區。純鐵，沸騰鋼在固體滲碳和低碳鋼在氣體滲碳后，易出現反常組織。這可能是出爐空冷卻過程中，由于最表層過共析區與空氣接觸，發生氧化脫碳作用。此時二次滲碳體已沿奧氏體晶粒析出，而構件表面的脫碳過程也由表向里擴展，所以冷卻后，造成網狀滲碳體周圍存在較多鐵素體組織的反常組織。具有反常組織的滲碳件，在隨后淬火加熱時，由于滲碳體粗大不易溶解，造成奧氏體局部貧碳面產生軟點，也由于網狀滲碳體存在，容易產生磨削

48、裂紋。防止產生此缺陷的措施是，淬火時可適當提高加熱溫度，或延長加熱保溫時間，以利二次滲碳體能充分溶入基體，使組織均勻化，淬火后獲得高的硬度，提高耐磨性。滲碳內氧化滲碳內氧化的特征是氧與合金元素的作用把晶粒邊界氧化。這種缺陷在使用固體滲碳劑和液體滲碳劑時常出現。原因在于滲碳劑中含有不純物質硅酸鹽。當材料含有與氧親合力強的元素如Cr、Mn、碳Mo和Si等就更易引起內氧化。滲碳件發生內氧化，合金元素減少，降低了鋼的可淬性，有助于珠光體的形成，使硬度降低。嚴重的還會使表面產生剝離。耐磨性及疲勞強度也有不同程度下降。已產生內氧化的構件，可通過短時間的氮化處理，提高表層的可淬性。但要注意，強烈的氮化會引起

49、不良的結果。氣體氮化層中的網狀氮化物氮化后往往在最表面有一薄層白色相，次層出現嚴重的網狀白色氮化物、有時晶粒內也有許多須狀氮億物。產生網狀氮化物的原因是：出于氮化溫度過高，氮離子沿晶界擴散較快；調質時淬火溫度過高，奧氏體晶粒粗大，氮化時，氮化物優先沿晶界擴散；調質前未進行充分退火(正火)，未消除鍛造可能出現的粗大奧氏體晶粒，因而在淬火時產生遺傳；氨的含水量高，以及氮化箱老化，都會促進氨的分解。為了維持規定的分解率，必須加大氨的流量，從而造成構件表面氮濃度增加，使晶界上高氮相網絡嚴重；零件的尖角及銳邊增大了吸氮能力，使氮化層濃度很高，極易生成網狀氮化物；氮化層中存在的網狀氮化物，使表面脆性增加，

50、在磨削加工或使用過程中容易產生裂紋和剝落。防止網狀氮化物產生的措施是：可在520560C進行1020小時擴散處理，或采用氮氮混合氣來氮化，以降低氮濃度。氮化層出現針狀或魚骨狀氮化物在氮化中，有時最表層的相中出現針狀氮化物，按一定方向排列，并向擴散層延伸，形成魚骨。擴散層的基體組織為含碳的鐵素體，因極易受浸蝕，故呈黃褐色。產生的原因是：零件表面有脫碳層未切除干凈；氨的含水量高造成脫碳；氮化前鋼內存在大塊鐵素體或上貝氏體組織。因為氮化時，氮原子集中在脫碳層中，形成了相為主的粗針狀化合物，而且沿鐵素體一定結晶面向內擴散。針狀或魚骨頭狀氮化物的存在，使氮化層脆性增大，容易產生剝落。氮化件游離鐵素體過多

51、鋼在氮化前的調質淬火處理時，加熱溫度太低或保溫時間太短，使鐵素體未能完全溶解，回火后仍存在于其中，淬火冷卻速度不夠，鐵素體析出，也會使鐵素體增多。大塊游離鐵素體存在，容易形成針狀氮化物，造成氮化層脆化，引起裂紋與剝落，而心部存在過多的鐵素體，將降低疲勞性能。氮化白層與脆性38CrMoAlA鋼在氣體氮化后，表面一般都有一層深度不同，不易腐蝕的白亮層，稱氮化白層。當白層是兩相(丫+叮混合時，相界面上很不規則，引起三向張應力，因而脆性較大。脆性也與e相(Fe4N)有關。影響白相組成和性能的主要工藝因素是氨的分解率和氮化溫度。氨的分解率太低，氮勢過高，零件表面氮濃度過高，因而氮的滲入速度加快。白層的厚

52、度增加，相相對量仁/Y值)增加，白層的脆性和表面的疏松也增大。氮化溫度過高，也同樣會增加白層中/丫比值和形成白層的速度。并且增大表層的疏松，使脆性增加。零件表面有脫碳層或鐵素體過多，以及表面粗糙，氨的含水量過高，都有利于白層的形成氮化層脆性白層的存在，特別對動載荷下工作的構件有害，因為在正轉過程中，白層易脫落，白層碎屑又會加速表面磨損。防止與消除白層的措施是：進行一次退氮處理，即在氮化后不出爐不降溫，關閉進、排氣閥門，使爐內在維持正壓的情況下，氨氣100%的分解。在氮氧混合氣氛中保持2小時利用氫的退氮作用消除白脆層。用化學腐蝕或精磨削加工方法去除白層。通過氮化工藝的改變，來限制白層的形成。如采

53、用兩段氮化法。第一段采用較低的氮化溫度(500520C),較低的氨分解率0；笫二階段，提高氮化溫度(540560C)和提高氨的分解率0,以便在保證表面獲得較高硬度后，縮短氮化時間，控制氨濃度，限制白層厚度。碳氮共滲黑色組織在中溫碳氮共滲時，滲層表面有時會出現一層黑色組織，這種組織按其形態的不同，可分為黑點、黑帶、黑網三種形式。經拋光不經浸蝕黑色組織主要是空洞和內氧化.而經浸蝕后，黑色組織主要是屈氏體。空洞存在于滲層表面，有的沿晶，有的為一顆顆斑點，在暗場下，周圍有亮邊不透明。共滲時，爐內有氧化性氣氛CO：和H：0等，而當材料中含有Al,Ti、Si,Mn,Cr、Mo,Fe等易氧化的元素時，便可形

54、成內氧化。一般情況下，CrMn、CrMnSi,CrMnTi等鋼在共滲時易出現黑色組織。共滲層中，存有黑色組織，不但降低構件表面硬度，而且降低接觸疲勞強度。如共滲齒輪表層有0.08毫米的黑色組織，其接觸疲勞壽命兒乎降低50%。防止黑色組織的有效措施是嚴格氨氣的加入盤，供共滲層中含氮量不要過高。為此可采用兩步法，即前期供氮少，后期供氮多的工藝。適當提高滲氮溫度，采用干燥的氨氣，降低氣氛中的6、CO：和水的含量，均能有效地防止內氧化，從而減少黑色組織的出現。在淬火時，加快冷卻速度，防止非馬氏體組織形成，也可防止黑色組織出現。碳氮共滲表面殼狀化合物在碳氮共滲過程中，若滴量過多，或共滲溫度偏低，或供氨量

55、較高，致使介質的碳氮濃度過高，擴散速度較慢，表面會形成一層堅硬的殼狀白色化合物F“(CN)薄層。這種殼狀化合物層極脆，大大降低零件的承載能力。可通過減少共滲介質濃度或提高共滲溫度來改善和消除。二次滲碳體球鐵鑄件由于正火溫度過高，以一定的冷卻速度進行冷卻后，或者是基體中硅的含量稍低,均會使球鐵在鑄態下或正火后出現二次滲碳體。其特征是二次滲碳體呈白色細網狀分布于晶界上，有時也呈細小針狀或細小粒狀分布。磷共晶周圍的粒狀二次滲碳體，是磷元素排斥碳的作用所造成。出現網狀分布的二次滲碳體，將顯著地降低球鐵的塑性和韌性。防止的方法是避免過高的正火加熱溫度、采用階段正火(由高溫加熱后，冷卻至上臨界點以上305

56、0C,均熱后出爐空冷)。放射狀珠光體球鐵鑄件球墨周圍鐵素體晶界上出現條狀及似羽毛狀的條狀珠光體，即放射狀珠光體。條狀是由極細的片狀珠光體所構成。產生原因是正火加熱溫度不足所造成，球墨周圍的鐵素體乃是加熱時未溶的鐵素體。隨著加熱溫度的升高鐵素體的溶解則逐漸增多，放射狀珠光體量也隨之增多。具有放射狀珠光體的球鐵鑄件強度較低，但韌性較好。防止方法是提高正火加熱溫度，并適當延長保溫時間。正常的正火加熱溫度應超過上臨界溫度3050C為宜，保溫時間為1.52小時。球鐵鑄件韌性偏低球鐵鑄件等溫淬火后，發生韌性偏低，顯微硬度不足的原因是：等溫淬火加熱溫度過高，形成高碳或粗晶的奧氏體，淬火后使基體中出現粗大組織

57、。等溫溫度過低或等溫時間不足，使貝氏體轉變不充分，有多量的殘余奧氏體，冷卻時即轉變成馬氏體。（3）猛和磷量過高，由于這些元素易在晶界偏聚，故使晶界處貝氏體轉變易受到抑制而獲得馬氏體，從而使強韌的貝氏體基本受到脆硬的馬氏體網割裂而大大降低了球鐵韌性。粗大馬氏體和大量殘余奧氏體球鐵鑄件加熱溫度過高和保溫時間過長，致使晶粒急劇長大，同時奧氏體中碳濃度增加，使Ms點下降，淬火后即出現粗大馬氏體和大量殘余奧氏體，使鑄件脆性增加，硬度下降。防止的方法是嚴格控制加熱溫度和合適的保溫時間。2&馬氏體和屈氏體共存球鐵鑄件高溫加熱時，球墨周圍奧氏體的碳濃度較其他區域高，緩冷時，球墨周圍內碳高因易先分解為屈氏體，而

58、遠離球墨地區，由于奧氏體碳濃度較低，故得到淬火馬氏體。因此出現屈氏體和馬氏體共存的混合組織，影響鑄件性能均勻性.防止方法是加快冷卻速度。常見鑄造加工缺陷的特征、原因、影響、措施錯箱鑄件外形與鑄件圖不符。系由于在合箱時，鑄型相對位置對得不準所致。偏芯鑄件形狀、尺寸與鑄件圖不符。系由于下芯時，位置放得不準所致。冷隔鑄件在澆注過程中，金屬液流不能完全熔合為一體，在某些部位基本的連續性受到破壞，或斷開成狹小、細長、不規則線性缺陷稱為冷隔。宏觀觀察冷隔多呈線條狀，也有“入”字形的；放大觀察可清晰地看到平坦圓滑的底部，粗細均勻，向兩端延伸處沒有尖尾。顯徽特征是組織較基體組織粗大，樹枝狀結晶明顯，周圍常被氧

59、化皮所包圍，因而與基體組織有明顯界限。冷隔缺陷常出現在鑄件頂壁上，薄的水平面和垂直面上，厚薄轉接處，薄筋處或金屬液飛濺處附近。冷隔缺陷產生的原因是：澆注溫度偏低，造成澆注時液流流動性差，匯流處金屬液己接近凝固狀態，以致有較多的氧化皮存在；澆注中斷或澆注速度太慢，鑄型型腔表面烘干不充分，進入型腔的金屬液二次氧化嚴重,形成的氧化皮覆蓋在液面上部，排氣性不好，當溫度較低的液流熔合時，受氣體阻隔而不能很好地熔合在一起，被氧化膜分離；澆注時發生錯箱、飛濺、或澆注系統設計不合理、澆注位置不正確，使合金液匯集在鑄件太薄的部位而導致缺陷產生冷隔的存在，破壞了鑄件組織的完整與連續性，嚴重時還可造成欠鑄，降低鑄件

60、的強度。防止冷隔產生的措施是：正確設計澆注系統、合理選擇澆注位置；適當提高澆注溫度和金屬型模溫；減短合金流路，增強排氣能力；增加澆道高度，提高澆口壓力；增大鑄件外緣園角使液流暢通；對壁薄鑄件金屬型澆注時涂料不能太薄太光，且采用機械震動等。氣孔鑄件內部或表而，由于氣體而造成的個別或成群的光滑孔穴稱為氣孔。氣孔常呈大小不等的圓形、橢圓形，以及少數不規則形。它與其它空穴的主要區別是具有內壁光滑的特征，放大觀察可看到圓滑的底部，孔內一般沒有氧化、夾雜等。氣孔的斷口形貌特征為光滑、干凈的內壁。般溶解于合金液中的氣休析出后，形成均勻分布的小氣孔，因鑄型、澆注系統設計不合理，或操作不當則形成大氣孔。通常暴露