一、高温合金锻件常见的缺陷与对策
（一）概述
高温合金主要用于制造燃气涡轮发动机的重要零件，如涡轮叶片、涡轮盘、承力环、火焰筒安装座等。此类零件不仅要求具有很高的高温性能和良好的疲劳性能，而且要求具有抗氧化、抗腐蚀性能和一定的塑性。
变形高温合金可分为铁基、镍基和钴基合金三类，这里主要介绍前两类。
我国常用的合金牌号有GH30、 GH32、 GH33、 GH34、 GH36、 GH37、 GH43、GH49、GH130、GH135、GH140和GH220等。其中GH34、GH36、GH130、GH135、GH140是铁基高温合金，其余的是镍基高温合金。在这些高温合金中含有大量的Cr 、Ni 、Ti 、Al 、W 、Mo 、V 、Co 、Nb 、B 、Ce 等合金元素。就铁基高温合金来说，加人较多的Cr 是为保证合金在高温下的抗氧化能力；加人较多的镍，一方面是为保证得到奥氏体基体，另一方面是与钛、铝生成合金的主要强化相Ni3（Ti 、Al ），还有一个方面是镍和铬配合使用能够提高合金的抗氧化能力；加人高熔点的金属元素如W 、Mo 、V 、Co 等来提高合金的再结晶温度；加入W 、MO 、V 、Nb 等强烈的碳化物形成元素和合金中微量的碳作用，生成高度分散的高熔点的碳化物粒它们主要分布在晶界处，是强化相；加入硼是为了生成硼和金属元素间的硼化物，硼化物分布在晶界处，是强化晶界的主要强化相；铈的加入是为了进一步清除液态合金中的杂质元素，因而使合金晶界处得到净化，有较紧密的结合，有较高的强度。
我国高温合金特别是镍基耐热合金的冶炼方法主要是电弧炉、电弧炉+真空自耗、电弧炉+电渣重熔。为了提高合金的纯度以提高合金的性能，往往采用电弧炉+真空自耗。但该种冶炼方法往往由于杂质少，易出现粗晶缺陷。
耐热合金铸锭中存在的冶金缺陷较多，例如铸锭中柱状组织较为发达，存在显微疏松和枝状疏松以及各种宏观及微观不均匀组织，致使铸态合金的性能较低，经过热塑性变形后合金的性能有较大提高，随总变形程度增大，高温合金纵向纤维试样的力学性能，也和普通结构钢一样有规律地提高，但其横向试样的力学性能不像结构钢那样剧烈下降，而是变化较小。这是由于：具有均匀固溶体的单相高温合金，在变形及随后的再结晶所获得的晶体位向与主变形方向仅有较小的重合，这就减小了纤维纵向和横向力学性能之间的差别。而结构钢通常具有多相组织，在塑性变形过程中所获得的纵向上的方向性组织在再结晶后仍部分地保留下来，加之结构钢的杂质较多，它们沿纵向被拉长，这就使得其纵向和横向性能间的差别较大。
为了获得较高的力学性能，高温合金的总压缩比通常控制在4～10范围内。
晶粒尺寸对高温合金的性能有较大影响，从室温力学性能的角度看，晶粒愈细愈好。例如GH135合金，当晶粒度从 4～6级细化到 7～9级时，室温疲劳强度从 290MPa 提高到400MPa ，但从高温性能角度看，晶粒适当粗些可使晶界总面积减少，有利于提高合金的持久强度。对于高温合金来说，晶粒大小不均匀是最有害的，它将使持久强度和抗蠕变强度显著降低。因此，综合晶粒度对室温和高温性能的影响，取均匀适中晶粒为宜。
高温合金锻件晶粒的最终尺寸除与固溶温度等有关外，还与固溶前锻件的组织状态有很大关系。如果锻后是未再结晶的组织．而且处于临界变形程度时，固溶处理后将形成粗大晶粒；如果锻后是完全再
结晶组织，固溶处理后一般可以获得较细较均匀的晶粒；如果锻后是不完全再结晶组织，固溶处理后晶
粒将是大小不均匀的。锻件的组织状态取决于锻造温度和变形程度，应注意控制。
高温合金的锻造特点是：
1. 塑性低
高温合金由于合金化程度很高，具有组织的多相性且相成分复杂，因此，工艺塑性较低。特别是在
高温下，当含有s 、Ph 、Sn 等杂质元素时，往往削弱了晶粒间的结合力而引起塑性降低。
高温合金一般用强化元素铝、钛的总含量来判断塑性高低，当总含量≥6％（质量分数）时，塑性
将很低。镍基高温合金的工艺塑性比铁基高温合金低。高温合金的工艺塑性对变形速度和应力状态很敏
感。有些合金铸锭和中间坯料需采用低速变形和包套镦粗，包套轧制，甚至包套挤压才能成形。
2. 变形抗力大
由于高温合金成分复杂，再结晶温度高，再结晶速度慢，在变形温度下具有较高的变形抗力和硬化
倾向。变形抗力一般为普通结构钢的4～7倍。
3. 锻造温度范围窄
高温合金与碳钢相比，熔点低，加热温度过高容易引起过热、过烧。若停锻温度过低，则塑性低、变形抗力大，且易产生冷热混合变形导致锻件产生不均匀粗晶。因此，高温合金锻造温度范围很窄，一
般才200℃左右。而镍基耐热合金的锻造温度范围更窄，多数在100～150℃，有的甚至小于100℃。
4. 导热性差
高温合金低温的热导率较碳钢低得多，所以，一般在700～800℃范围需缓慢预热，否则会引起很大
的温度应力，使加热金属处于脆性状态。
（二）锻造过程中常见的缺陷与对策
高温合金锻件，除了因原材料冶金质量不良引起的非金属夹杂、异金属夹杂、带状组织。分层、碳
化物堆积、点状偏析、残留缩孔和疏松等缺陷外，由于锻造工艺不当经常出现的缺陷有下面几种：
1. 粗晶
粗晶是指在锻件中存在有晶粒粗大或晶粒大小不均匀的组织。它是高温合金锻件中最常见M 一种
缺陷。粗晶使材料的疲劳和持久性能明显下降。涡轮叶片、涡轮盘等重要零件，对粗晶均有严格要求。粗晶产生的主要原因有：变形温度低于或接近于合金再结晶温度；加热温度过高，变形程度小（处于临
界变形程度范围内）或变形不均匀，以及合金成分控制不当等。具体介绍如下。
锻造加热温度过高或原始晶粒过大，锻造时变形分布不均匀或变形小的部分落人临界变形范围；或
锻造温度过低，形成冷热混合变形，固溶处理后在锻件体内将产生晶粒大小不均匀。防止的对策是控制
好加热和锻造温度；改善坯料形状，使模锻时各断面变形尽量均匀一致；以及采用原始晶粒度小的坯料
等。
锻造时如表层金属变形程度小，落人临界变形范围或终锻时锻件表面温度低于合金的再结晶温度，留下加工硬化痕迹，固溶处理后将产生表面粗大晶粒。防止的对策是将模具预热温度提高到350℃，操
作工具预热至150℃，采用效果良好的润滑剂，加快操作，防止闷模使金属表面温度急剧下降，最好整
个模锻操作时间不超过10s 。
在其它条件正常的情况下如固溶温度过高将产生锻件整体粗晶。
当合金中存在钛氨化合物、硼氮化合物等，形成偏析时，这些化合物偏析都阻碍晶粒长大，因此，锻件中有这类偏析的部分，具有细小的晶粒和较高的硬度，没有这类偏析的部分，晶粒则比较粗大，导
致在锻件内形成大小不均匀的晶粒。
GH88合金增压器叶片锻造时，当锻造加热为1070℃，30min 和1180℃，45min ，以及锻造中不涂润
滑剂时，经正常热处理（1180℃，lh 水淬十800℃，16h 时效）后的叶片锻件皆出现不同程度的粗晶（见
图片5-13～16）。该叶片的原坯料为均匀细小的晶粒组织（见图片5-17）。当锻造加热为1070℃，30min
时，叶片的表层温度低，发生了不均匀变形，表层金属处于临界变形程度范围内，热处理后导致叶片产
生粗晶。而当锻造加热为1180℃，45min 时，由于临界变形，处于叶背的表层金属在高温下发生了聚集
再结晶，因此形成了粗晶。当叶片模锻时不涂润滑剂，由于表层摩擦力大，使叶片发生了不均匀变形，在叶身内必然有某一部位处于临界变形，导致出现粗晶。当选用适宜的加热规范（1130℃，30min ）和改
善润滑条件后，叶片基本上不再出现粗晶，其低倍组织及高信组织见图片5-18～19。
图片5-13 1070℃，30min 加热模锻的叶片低倍组织（叶脊及叶盆处晶粒粗大）
图片5-14 1180℃，45min 加热模锻叶片叶身中部的晶粒情况 100×
图片5-15 1180℃，45min 加热模锻叶片背粗大晶粒 100×
图片5-16 不涂润滑剂模锻叶片叶身粗晶情况
图片5-17 GH88合金原棒材均匀细小的晶粒组织 400×
图片5-18 1130℃/30min加热模锻的叶片的低倍组织（粗晶基本消除）
图片5-19 1130℃/30min加热模锻的叶片叶身的粗晶情况 100×
介绍了GH49合金锻造叶片的临界变形粗晶，该例分析认为该合金临界变形粗晶的形成机制是由少
数原有晶粒的直接长大而形成的，晶粒直接长大的最初驱动力是晶界两侧的畸变能差。解决该临界变形
粗晶的措施主要是：增大终锻时的变形程度；终锻后将叶片立即放人与锻造温度相同的退火炉内保温
10min ，以使畸变能尽可能地释放；另外，选用合适的变形温度和改善润滑条件。
为避免高温合金锻件产生粗晶，生产中还应注意如下问题：
1）高温合金锻件的粗晶，与原材料及锻造工艺过程中各个环节（包括加热、变形、模具、润滑、
操作等）均有关系。因此，为保证锻件质量稳定，工艺编制要详细、正确，执行工艺要严格、准确。高
温合金的重要锻件，即使小量生产，也应采用模锻。
2）不同牌号高温合金的再结晶特性有所不同。例如，多数高温合金的临界变形程度为3%～5%，
而GH135合金为 4%～6%，锻造时应使各处变形程度超过上述数值。
3）不同冶炼方法、不同炉号的同牌号高温合金，由于化学成分的实际含量有差别，因此实际再结
晶温度和聚集再结晶温度常常是不一样的。强碳化物和金属间化合物的形成元素碳、铝、钛等的影响更
为明显。例如，生产和试验证明：不同冶炼方法、不同炉号的GH33合金，其适宜的最高加热温度在1070～
1140℃之间变化。因此应根据各批材料的情况采用具体的有效措施。
2. 裂纹
高温合金由于塑性差，锻造时经常出现各种裂纹。尤其是铸锭，由于具有粗大的柱状晶，锻造时更
易开裂。产生裂纹的原因主要有：
1）有害杂质含量多，铅、秘、锡、锑、砷、硫等都是高温合金中的有害杂质，这些元素的熔点低，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，它们在合金
中形成脆性化合物，并沿晶界分布，使合金的塑性降低；
3）铸锭表面和内部的质量差，或棒材中存在某些冶金缺陷（例如，夹杂物、分层、缩孔残留、疏
松、点状偏析、碳化物堆积等），锻造时引起开裂；
4）在火焰炉中加热时，燃料和炉气中含硫量过高，硫与镍作用后形成低熔点共晶体，沿晶界分布，降低了合金的塑性；
5）装炉温度过高，升温速度过快，尤其在加热铸锭和断面尺寸大的坯料时，由于合金导热性差，
温度应力大，易引起炸裂；
6）加热温度过高或变形温度过低；
7）变形程度过大或变形速度过快；
8）变形工艺不当，存在较大的拉应力和附加拉应力。
为防止产生裂纹，应当采取如下对策：
1）对原材料应按标准进行检查，要严格控制有害元素的含量。某些有害元素（例如硼）过多时，
可适当降低锻造加热温度；
2）铸锭需经扒皮或砂轮清理后，才能加热锻造；
3）加热时应控制装炉温度和升温速度；
4）在火焰炉中加热时应避免燃料中含硫量过高。同时，也不应在强氧化性介质中加热，以免氧扩
散到合金中，使合金塑性下降；
5）要注意控制加热和变形温度；
6）铸锭拔长时，开始应轻击，待铸态组织得到了适当破碎，塑性有所提高后，再增大变形量。拔
长时的每火次总变形量应控制在30％～70％范围内，不应在一处连击，应采用螺旋式锻造法，并应从大
头向尾部送进。
对于塑性很低的合金铸锭和中间坯，可采用塑性垫、包套墩粗等变形工艺。
7) 工模具应进行预热（预热温度一般为150～350℃），锻造和模锻时应进行良好的润滑。
3 .过热、过烧
若合金的加热温度过高，高温保温时间过长，则晶粒急剧长大，晶界变粗变直，析出相沿晶界呈条
状和网状分布，使合金塑性降低，锻造时易产生开裂，同时还引起合金元素贫化。若进一步提高加热温
度，则晶界上的低熔点相将发生氧化和熔化，形成三角晶界，使晶粒松弛并产生掉晶现象，锻造时产生
碎裂。
过热、过烧后的合金组织是不能用随后的固溶处理加以消除的，故应严格控制加热温度。
4. 合金元素贫化
高温合金加热时，常产生碳、硼等合金元素贫化。碳、硼是强碳化物和金属间化合物的形成元素。贫碳、贫硼，将使合金的高温持久强度明显下降，室温塑性和韧性降低，并能引起表层晶粒粗大。采用
无氧化加热可以防止贫碳，但贫硼现象仍然存在（见表5-5）。为减少合金元素贫化，应避免高温长时间
保温。对于合金元素贫化的锻件，为了保证零件的使用性能，贫化层必须在机加工时全部除去。
二、不锈耐酸钢锻件常见的缺陷与对策
不锈耐酸钢是不锈钢和耐酸钢的总称。在大气中能抗腐蚀的钢称为不锈钢。在某些化浸蚀性介质（如
河水、海水、盐、碱和某些酸溶液）中能抵抗腐蚀的钢称为耐酸钢。
不锈耐酸钢除要求耐蚀性外，还要求具有一定的力学性能、焊接性能、冷变形性能和切削性能等以
满足构件的使用要求。为此在钢中加入大量的Cr 、Ni 、Mn 、Ti 等合金元素，其中Cr 是提高防腐蚀性能
的主要元素。
不锈耐酸钢按组织可分为铁素体、奥氏体、和马氏体三大类。也有介于两类之间的。在某些文献资
料中将不锈耐酸钢分为五类（增加了奥氏体铁素体复相不锈钢和沉淀硬化型不锈钢），但从压力加工工
艺角度考虑，以分三类为宜。
（一）铁素体不锈钢
该类钢具有良好的耐酸性，常用作制造硝酸、磷酸、次氯酸钠等的设备、换热器、蛇形管、蒸气过
热器管道以及食品工厂设备等。
常用的一部分铁素体不锈耐酸钢的牌号及成分见表5-6。
由表5-6中可见，铁素体不锈耐酸钢中加入大量的Cr 、Si 等合金元素。钢中加入Cr 是为了提高钢
的电极电位，增强钢的抗腐蚀能力，Si 也有和Cr 同样的作用。
不锈钢中加入约2%Si（质量分数）可提高在硫酸和盐酸中的抗腐蚀性。但Si 量过高将使钢的塑性
急剧降低，Si 量大于4%～5%（质量分数）后就不易锻轧加工，更不易冷变形。
由Fe-Cr 二元相图（见图5-6）可知，当钢中Cr ＞12.5%（质量分数）时，钢液结晶后始终保持α
铁素体组织，加热和冷却时不发生同素异构转变，故不能通过热处理方法来细化组织。该类钢加热到
475℃附近或自高温缓冷至475℃附近时，有α″析出，产生脆化现象，即所谓475℃脆性。该类钢在820～
520℃长期加热或缓冷将析出σ相，引起钢的脆化。
1. 铁素体不锈耐酸钢的锻造特点
1）该类钢的再结晶温度低、再结晶速度快，加热温度越过900℃后，晶粒迅速长大（见图5-7）。
2）该类钢的塑性较差，尤其是该类钢的钢锭为粗大晶粒的柱状晶，塑性很低。
3）该类钢的导热性差，热膨胀系数大。加热和冷却过程中的温度应力较大。
4）该类钢在820～520℃附近长期加热或缓慢冷却时有σ相和α″相析出。引起脆性。
图5-6 Fe-Cr二元相图
a ）Fe-Cr 二元相图 b）Fe-Cr 二元相图的左下角部分
图5-7 晶粒大小随温度的变化 1—铁素体钢 2—奥氏体钢
2. 锻造过程中的主要缺陷和对策
（ 1）晶粒粗大
铁素体钢的晶粒度对性能有很大影响。粗晶使铁素体钢的室温力学性能和抗腐蚀性能下降。晶粒很粗大时，钢的脆性很大，甚至锻件切边时，就会出现裂纹。
该类钢于600℃时晶粒就开始长大，950℃以上发生晶粒急剧长大的现象，随着加热温度和加热时间增加，能产生较粗大的晶粒。而且该类钢是无同素异构转变的单相钢，不能用热处理的方法细化晶粒。防止晶粒粗大的对策是：
1）锻造该类钢时，加热温度应＜1150℃；900℃以上要快速加热，尽量缩短高温停留时间； 2＝变形程度应足够大，最后一火次的锻造变形量不应小于30％；
3）终锻温度应不高于800℃。但是为了避兔温度过低产生加工硬化，终锻温度不应低于700℃，通常选用750℃。
（2）裂纹
该类钢导热性差、塑性低，尤其是钢锭为粗大晶粒的柱状晶，塑性很低，锻造过程中很易开裂。防止裂纹的对策是：
1）钢锭应预先进行退火处理。钢锭表面必须经过修磨或扒皮，不允许有任何缺陷存在，否则将会在锻造过程中产生严重开裂。
2）钢锭人炉温度应＜700℃，热锭装炉温度不限；在 760℃以前应缓慢升温，加热速度一般为0.5～1mm ／min ，但900℃以上要快速加热，钢锭加热温度为1100～1150℃，钢坯加热温度为1100～1130℃；钢锭加热到规定的均热阶段时，必须勤翻料，以保证锭料出炉时阴阳面温差较小。
3＝锻造过程中要注意轻击快打，尤其是第一火要勤打、勤翻、勤倒角，其目的是提高钢的塑性，避免锻裂；锻造方坯时不要出棱角，防止因棱角温度低而开裂；锻造中发生鱼鳞裂纹时，继续锻打即可消除。
（3）σ脆性和475℃脆性
高铬铁素体不锈钢常易产生σ脆性和475℃脆性。前面已经介绍，这两种脆性分别是在820～520℃和475℃附近长期加热或缓慢冷却时由于σ相和α″相的沉淀引起的。当加热温度超过上述两个温度范围时，σ相和α″相将迅速溶入基体。而锻造加热温度均超过1100℃，故在锻造加热过程中不会引起σ脆性和475℃脆性。因此，为了防止σ脆性和475℃脆性的产生，关键是控制锻后的冷却速度。该类钢锻后应分散空冷，快速通过上述两个脆化区。
（二）奥氏体（包括奥氏体-铁素体）不锈钢
1.概述
镍铬奥氏体耐酸不锈钢，除了有较好的耐蚀性、室温及低温韧性外，还具有良好的工艺性能。这类钢突出的冷变形性能是铁素体不锈钢所不及的，因此，该类钢得到了广泛应用。该类钢常冷轧后用以制造不锈钢结构及零件，无磁性零件等。1Crl8Ni9Ti 是目前应用最广的一种，它被用来制作在610℃以下长期工作的锅炉和汽轮机的零件以及化工中各种阀门零件。
我国常用的奥氏体型不锈耐酸钢的牌号和成分见表5-7。现以1Crl8Ni9Ti 为例对该类钢的特点介绍如
下：
1Cr18Ni9Ti钢属于奥氏体型不锈耐酸钢，其相图见图5-8。由该图可知，经过1050～1100℃的淬火处理（水中或空所中）后呈单机奥氏体组织，它在不同温度和浓度下的各种强腐蚀介质中（如硝酸、大部分有机酸和无机酸的水溶液、磷酸、碱及煤气等）均有良好的耐酸蚀性，在空气中热稳定性也很高，达850℃。但当钢中铁素体形成元素（Cr 、Ti 、St ）含量增加时，就可能出现 α相，使塑性降低，化学稳定性下降。另外，加热温度过高时，则由γ区进人α＋γ区，也会使α-铁素体量增多，高温塑性显著下降。在700～900℃区间如加热和冷却缓慢则都将有σ相析出。σ相是非常脆的金属间化合物，σ相的出现会使不锈钢塑性降低。因此在该温度区间要快热和急冷。
图5-8 铁-铬状态图
奥氏体不锈耐酸钢的锻造特点是：
1）由于钢内含有大量Cr 、Ni 等合金元素，使再结晶温度升高、速度减慢；
2）由于钢内含有大量Cr 、Ni 等合金元素，使其变形抗力增大。18-8型钢的变形抗力大约是碳钢的
1.5倍。
3）导热性差。1Cr18Ni9Ti 钢在低温区热导率仅为普通钢的1/3［室温下碳钢热导率为41.868w ／（m·℃）；而这种钢100℃时为16.132w ／（m·℃），500℃时为22.123w ／（m·℃）］，随着温度升高热导率也提高。
4）锻造温度范围窄，因为始锻温度过高时，铁素体量增多，使塑性下降；另外，1Cr18Ni9 Ti钢具有高温晶粒粗化倾向（见图5-9），这种粗大晶粒不能用热处理相变方法来细化，其加热温度应低于1200℃。在700～900℃区间有。σ相析出，使塑性降低，因此终锻温度也不能过低。一般始锻温度为1150～1180℃，终段温度为850～900℃。
图5-9 1Cr18Ni9Ti高温晶粒曲线
2.锻造过程中的主要缺陷和对策
（1）晶界贫铬，抗晶间腐蚀性能下降
该类钢的零件在工作中破坏的主要原因常常是晶间腐蚀，晶间腐蚀的原因是由于晶界贫铬。晶界附近基体中的钻含量低于一定数值时，电极电位显著降低，使材料抗晶间腐蚀性能明显下降。引起奥氏体钢晶界附近贫铬的原因是：
1）加热产生渗碳现象时，碳与铬在晶界区形成大量碳化铬。
2）在低于900℃时，缓冷或缓慢加热，沿晶界析出含铬量高的金属间化合物σ相。
3）在500～900℃缓冷或缓慢加热，沿晶界有铬的碳化物析出。
因此，这类钢应当在微氧化气氛中加热，在加热和冷却时应迅速通过碳化物和σ相析出的温度范围，并且锻后应进行固溶处理，使已析出的碳化物和σ相重新溶人奥氏体，以得到均匀单一的常温奥氏作组织。固溶温度一般为1020～1050℃，采用水冷。为防止晶粒长大，固溶温度不宜过高，保温时间不宜过长。
（2）晶粒粗大
晶粒度对奥氏体钢性能的影响没有高温合金明显，但是晶粒粗大也引起力学性能、抗晶间腐蚀性能和焊接工艺性能降低。对需要进行氮化处理的4Crl4Nil4W2Mo 、2Cr18Ni2W2等奥氏体钢零件，要求锻件晶粒度≥6级，否则，氮化层要起皮剥落。奥氏体钢无同素异构转变，因此锻造加热温度和变形程度对晶粒度有很大影响。为了获得细小而均匀的晶粒组织，最后一火应具有足够大的变形量。对于不同的锻件和工序，应依其变形量不同，采用不同的加热温度。例如，2Cr18Ni8W2衬套锻件要求晶粒度≥6级，某厂原工艺加热温度为（1160±20）℃，晶粒3～5级；后来加热温度改为（1120±20）℃时，晶粒度就达到了6～7级。
（3）铁素体带状组织和裂纹
奥氏体-铁素体钢中含有α铁素体。在某些奥氏体钢中（如 1Crl8Ni9Ti 钢），也会出现α铁素体。这类钢在变形时，α铁素体沿主伸长方向被拉长形成带状组织，并且很易沿铁素体带开裂（，图片8-243、249）。α铁素体带的出现，将会降低锻件的横向力学性能，增加锻件的缺口敏感性，并使之具有磁性，同时锻后酸洗时，还会引起过腐蚀缺陷。
图片8-243 锻件裂纹的高倍组织（裂纹沿α相的走向延伸） 300×
图片8-249 沿α-γ相界面发生的小裂纹 500×
铸锭中的α铁素体的数量往往高于轧材，因为轧前的加热已使α铁素体部分地溶解于奥氏体中。因此，为了保证奥氏体钢具有适当的可锻性，必须控制原材料中α铁素体的含量。一般要求奥氏体钢中α铁素体≤2.5级（约12％）。对于α铁素体含量较高的原材料，为避免锻造时开裂，不应采用拉应力较大的敬粗、冲孔等工序。在这种变形工序中，当α铁素体 ＞l 级（5％）时，即可能出现裂纹。
对于α铁素体较多的原材料，加热时可适当延长保温时间或采用锻前固溶处理（见图片5-20～23），使钢中的铁素体溶解于奥氏体中，或聚集变圆，或由带状变成链状，以改善钢的塑性。图片5-20、21是1Cr18Ni9Ti 钢的过热组织，图片5-22、23是将其加热到1050℃保温2h ，正火后的组织。
图片5-20 1Cr18Ni9Ti钢A 锻坯正火前的过热组织（α相呈针状及网状分布） 400×
图片5-21 B锻坯正火前过热组织（α相呈针状及网状分布） 400×
图片5-22 A锻坯正火后的高倍组织（针状及网状α相消失） 400×
图片5-23 图片5-23 B锻坯正火后的高倍组织（针状及网状α相消失） 400×
奥氏体钢锭的柱状晶很粗大，钢锭和钢坯的表面缺陷较多，为避免锻造时开裂，加热前需用机械加工方法除去表面缺陷。锻造钢锭时，开始应轻压，当变形量超过30％后才能重压；锻造过程中，应注意操作方法，提高变形的均匀性，尽量减小附加拉应力。 （三）马氏体（包括马氏体-铁素体）不锈钢 1. 概述
马氏体不锈钢包括含碳量在0.05％～0.45％（质量分数）的各种Cr13型不锈钢和9Cr18不锈钢。该类钢在弱腐蚀介质中，温度不超过30℃的条件下有良好的耐蚀性。在淡水、海水、蒸气、空气条件下也有足够的耐蚀性。0Cr13、1Cr13及2Crl3一般用作较高韧性与受冲击负荷的零件。例如汽轮机叶片、水压机阀。3Cr13一般用作有较高硬度要求的热油泵轴及阀门等零部件。4Cr13、9Cr18等用作切削、测量、外科医疗工具、弹簧和滚珠轴承等。
我国常用的马氏体不锈耐酸钢的牌号和成分见表5-8。图5-10为含12％Cr （质量分数）、0～1％C （质量分数）的合金状态图。由状态图可知，这类钢在室温下的平衡组织是由铁素本加碳化物组成。该类钢加热到AC 3和AC m 点以上的一定温度呈单一的奥氏体相。如果加热温度过高，则由单相状态过渡到双相状态，使钢的塑性下降。
图5-10 含12%Cr（质量分数），0～1%C（质量分数）的合金状态图
该类钢从淬火温度空冷至室温，钢的组织全部由马氏体组成。
由于该类钢有同素异构转变，可以用热处理方法细化晶粒，因此，对锻造时的变形工艺要求不像奥氏体和铁素体钢那样严格。但是该类钢由于空冷就形成马氏体，产生的组织应力很大，因此锻后空冷是很重要的一环。
表5-8 马氏体型不锈耐酸钢的牌号和成分
注：表中有*者为马氏体-铁素体型不锈钢。 马氏体不锈耐酸钢的锻造特点：
1）该类钢加热高于一定温度后出现δ铁素体，进入双相状态，变形时极易引起裂纹。该类钢开始出现δ铁素体的温度大约在1150℃左右，因此，始锻温度一般取为1150℃。终锻温度应高于Ar 1，对含碳量低的钢可取为850℃，对于含碳量高的钢取为950℃。
2）马氏体不锈耐酸钢锻造加热温度过高，变形程度太小或变形不均时，冷却后原粗大奥氏体晶粒形成粗大马低体组织，且低倍粗晶的倾向性大。
3）该类钢空冷即形成马氏体组织，锻后应缓冷，以防由于组织应力和热应力的作用命名锻件产生冷却裂纹。
2. 锻造过程中的主要缺陷与对策 （1）锻造裂纹
该类钢含铁素体形成元素较多， 使相图中的铁素体区大大右移。加热过程中，在高于一定温度后出现δ铁素体。加热温度越高，保温时间越长，δ铁素体数量越多。结果使该类钢处于两相区状态下，因此变形时极易引起锻造裂纹。
锻件内出现δ铁素体后， 要降低钢的横向力学性能，增大缺口敏感性并且容易过腐蚀。这种缺陷用一般热处理工艺不能消除。此类钢出现δ铁素体的温度大致在1150℃左右，加热时要予以控制。另外，锻造时避免金属快速流动，防止由于热效应引起局部过热，出现δ铁素体而使钢的可锻性降低。 该类钢锻件中的δ铁素体，有时是由原材料带来的。因此，应控制原材料中δ铁素体的含量。 （2）冷却裂纹
该类钢对冷却速度特别敏感，锻后空冷也会形成较大的组织应力和热应力，使锻件产生冷却裂纹，对较薄的锻件尤其如此。因此该类钢锻件锻后应经热处理，待消除应力后再行酸洗，否则容易出现应力腐蚀裂纹。锻后未缓冷而后又未及时消除残余应力的锻件，在空气中放置时间过长，也会出现应力裂纹和应力腐蚀裂纹。因此，这类钢锻后应缓冷（一般在200℃砂坑或炉渣中缓冷），并及时进行热处理，以
消除内应力。在锻造过程中，要防止水等冷却模具的介质喷到锻件上，以免引起局部开裂。 （3）组织粗大和低倍粗晶
对于马低体不锈钢，若锻造时加热温度过高，锻造变形太小或变形不均匀，则冷却后原粗大奥氏体晶粒形成粗大马低体组织，且低倍粗晶的倾向性极大。往往在锻件热处理后，出现低倍粗晶和组织粗大的缺陷。这种粗大组织的遗传性很强，比较顽固，锻后热处理也难以消除。
马氏体不锈钢的这种组织粗大和低倍粗晶缺陷使钢的韧性、塑性和疲劳性能下降，因此应加以预防。详见第三章过热、过烧一节。
Cr17Ni2、1Cr13属于马氏体-铁素体钢，其锻造特点是易出现的质量问题与马氏体不锈钢相似。该类钢含有较多的初生α铁素体，其铁素体的含量随加热温度和保温时间的增加而增多。该钢由于是双相组织，塑性较低，特别容易出现铁素体带（见照片8-289），这将使锻件的横向性能，特别是塑性指标和冲击韧度剧烈降低，见表5-9。因此，锻前加热温度通常不越过1180℃，始锻温度一般为1100～1150℃。该类钢终锻温度一般不应800℃，否则会出现加工理化现象，变形抗力增大，而且易出裂纹。当钢中含微量铅、锡、砷时，其塑性将下降更大。该类钢有形成龟裂和撕裂的倾向。
该类钢锻后冷却有马氏体转变，快冷时易形成裂纹。钢的含碳量越高，产生裂纹的倾向性越大。
图片8-289 纵向挤压叶片叶身的高倍组织（δ铁素体呈纵向分布） 500×
三、莱氏体高合金工具钢锻件常见的缺陷与对策
本章将分别介绍莱氏体高合金工具钢、高温合金、耐热不锈钢、铝合金、镁合金、铜合金和钛合金
等七类金属材料锻件质量的一些共性问题。对每一类金属材料，在概要介绍其锻造工艺特点的基础上，着重分析了锻造过程中的主要缺陷、缺陷产生的原因和防止的对策。
结构钢（包括碳素结构钢和合金结构钢）在生产中应用最广泛。与高合金工具钢、耐热不锈钢和高温合金相比，结构钢的工艺塑性好，变形抗力小，导热性好，锻造温度范围宽。但是，由于结构钢的冶炼方法较多、钢锭的尺寸较大、浇铸后冷却速度慢、偏析严重。因此，该类钢的钢锭和钢材中存在有较多的冶金缺陷，如残余缩孔、枝晶偏析、气泡、疏松。夹杂等。这些缺陷可能在锻件内产生遗传性的影响。
结构钢在加热和冷却过程中有同素异构转变，锻件的使用性能主要靠最终热处理工艺来保证。另外，锻造过程中的某些缺陷也可以用锻后热处理（如正火、退人等）予以消除或善。 结构钢锻件锻造过程中的质量问题大致如下：
加热过程中的主要缺陷是氧化、脱碳、过热、过烧。锻件过热后在低倍上表现为粗晶。多数合金结构钢锻件过热后沿原高温奥氏体晶界有析出相，并常常呈现稳定过热。马氏体钢和贝氏体钢锻件过热后，由于组织遗传的原因，常产生低倍粗晶。结构钢过热后的断口，按过热的程度和检验状态不同有粗晶断口、萘状断口和石状断口等。
结构钢一般都具有较好的塑性，锻造过程中的开裂主要是下列因素引起的：①钢锭和钢材中的冶金缺陷；③加热过程中由于渗硫、渗铜、渗锡等原因，在晶界上存在有低熔点相；③锻造操作不当。 锻造变形工艺不当时，可能引起折叠、流线分布不符合要求等缺陷。终锻温度偏低时，可能在锻件内引起带状组织。
结构钢在冷却过程中由于有相变，能引起组织应力。结构钢大锻件，当合氢量较高，且锻后冷却工艺不当时，常易产生白点。
结构钢锻件在锻造过程中常产生的上述缺陷，由于在前面章节中已有详细论述，故本章不再介绍，对于工具钢，本章也只介绍其中质量问题较多的莱氏体高合金工具钢。 （一）概述
莱氏体高合金工具钢包括高速钢和Cr12型模具钢等。
高速钢是用于制造高速切削的刃具。这类刃具除要求高硬度、高耐磨性以外，还要求高热硬性，即在高速切削条件下刀刃不会因发热而软化的性能。这类钢在适当淬火、回火热处理后的硬度一般高于63HRC ，高的可达68～70HRC ，并且在600℃左右仍然保持63～65HRC 的高硬度。Cr12型模具钢用于制造重负荷、高精度、高寿命的冷变形模具。例如，冷冲模、冷镦模、滚丝模、冷轧辊等。这类模具要求具有高强度、高硬度、高耐磨性、以及足够的韧性。这类钢淬火、回火后的硬度为62～64HRC 。 我国常用的莱氏体高合金工具钢的牌号和在成分见表5-1和表5-2。
表5-1 高速钢的化学成分
注：1. 为改善钢的组织和性能，允许在钢中加入适量稀土元素，但需在证明书中注明。
2. 在钨系高速工具钢中，钼含量允许到时1.0%。钨、钼二者的关系：当钼含量越过0.3%时，钨含量相应减少，在钼含量越过0.3%的部分每1%的钼代替2%的钨。在这种情况下，在钢号后面加上“Mo”。
表5-2 莱氏体高合金模具钢的化学成分
由表中可见在莱氏体高合金钢中加人了大量的W 、Cr 、Mo 、V 等合金元素，有的还含有多量的Co 。下面以高速钢为例，介绍合金元素在钢中的作用。
钢中的W 、V 和C 形成复合碳化物，在淬火加热时，一部分碳化物溶于奥氏体中，淬火后，又过饱和地溶入α-Fe 中形成合金马氏体。由于W 、V 和C 原子的结合力很大，提高了合金马氏体受热分解的稳定性。要使马氏体分解、并使其分解生成的复合碳化物聚集，需要较高的温度（600～650℃）。同时，另一部分过剩的W 、V 碳化物在高温加热时也能有效地阻止晶粒长大，因此，高速钢能在相当高的温度下保持较高的硬度。
钢中碳化物的分布状况对莱氏体高合金工具钢的使用性能影响极大。只有当碳化物呈细小颗粒并均匀分布时，该类钢的良好使用性能才能充分地表现出来。如果碳化物呈大块或网状分布，则刃具和模具工作时常在碳化物堆积处发生崩刃或折断。当刃口部分碳化物很少时，极易磨损和变形。另外，当碳化物呈带状分布时，使横向塑性和韧性降低，这对在重载下工作的模具影响很大，使许多模具在工作时常常沿碳化物带开裂。表5-3是不同碳化物偏析级别对高速钢插齿刀使用寿命的影响。不同碳化物偏析级别的Cr12型钢的冷冲模，使用寿命可相差10～20倍或更大。
该类钢的大块或网状碳化物是在铸锭结晶过程中形成的。以高速钢为例，由于W 和Cr 等合金元素对临界点的影响，在1330～1300℃之间形成鱼骨状的莱氏体共晶组织（见图片5-1），并呈网络状包围着先前生成的γ固溶体。另外，在1300～900℃之间还会析出二次网状碳化物。高速钢的这种铸造组织，尤其是一次网状共晶碳化物，用热处理办法不能改善，只有用锻造的办法将其击碎并使其均匀分布。 锻造时，变形程度大小直接影响莱氏体钢锻件内碳化物的细化程度和均匀分布。图5-1为碳化物偏析级别随锻比变化的曲线。该曲线表明，锻造比小于16时，随着锻造比的增大，碳化物偏析级别迅速降低；当锻造比增大到16～20时，随着锻造比的增加，降低碳化物偏析级别的效果较差。当锻造比超过20时，再增大锻造比，效果就很小了。
图5-1 碳化物偏析级别随锻造比变化的曲线
图片5-1 W18Cr4V钢的莱氏体共晶碳化物 500×
高速钢原材料的碳化物偏析级别符合国标GB9943—88规定。而对于高速钢锻件，国内尚无统一标准，一般分为八级。对铬12型钢按GB1299-85并参照高速钢评级。 与结构钢相比，该类钢的锻造工艺特点主要是： （1）塑性低
该类钢中由于存在有大量的一次碳化物（共晶碳化物），因而塑性很低，尤其当碳化物呈大块或网状分布时，锻造时很易开裂； （2）变形抗力大
该类钢由于存在大量的合金元素和再结晶温度高，所以变形抗力比碳钢大2～3倍； （3）导热性差
该类钢的低温热导率比碳钢低数倍； （4）冷却过程中的组织应力大 （二）锻造过程中常见的缺陷和对策 1．碳化物颗粒粗大，分布不均匀
碳化物分布不均匀，呈大块状集中分布或呈网状分布。产生的原因是原材料碳化物偏析级别差，加之改锻时锻造比不够或锻造方法不当。具有这种缺陷的锻件，热处理淬火时容易局部过热和淬裂，制成的刃具和模具使用时易崩刃等。
如前所述，碳化物愈细，分布愈均匀，刃具的使用性能愈好。这就要求锻造时变形量很大。但是，高速钢塑性很差，若变形量大，则很容易锻裂。因此，不能盲目追求过低的偏析级别，而只要保证工作部位的碳化物分布合乎要求就可以了。对于不同的工件应根据具体情况（包括原材料情况）确定合适的锻造方法和锻造比。
锻造莱氏体高合金工具钢时常采用以睛几种锻造方法： （1）单向镦粗
这种方法适用于简单薄饼形零件，当原材料的碳化物分布不均匀程度较好，且与锻件的要求较接近时采用。采用这种锻造方法时，为使碳化物得到进一步击碎，镦粗比应不小于3。即
≥3
式中 H——原坯料的高度； h——锻件的高度。 （2）单向拔长
对于长度与直径之比较大的工件，当原坯料的碳化物不均匀分布程度较好且和锻件的要求较接近时，多采用单向拔长法。一般来说锻造比愈大，碳化物被破碎愈细，分布愈均匀；但过大的锻造比容易形成碳化物带状组织，影响横向力学性能。单向拔长时一般取锻造比为2～4较为合理。 （3）轴向反复镦拔
轴向反复镦拔（见图5-2）即在镦拔过程中金属始终沿着坯料的轴线方向流动。这种锻造方法的轴线方向流动。这种锻造方法的优点是：①坯料中心部分（一般是碳化物的高偏析区）的金属，不会流到外层来，保证表层金属的碳化物分布比较细小均匀；②锻造时不需改变方向，操作较易掌握。其缺点是：①中心部分的碳化物偏析情况改善不大；②由于坯料轴心部分质量差和两端面长时间与锤头、下砧接触，冷却快，拔长时端面易产生裂纹。
图5-2轴向反复镦拔二次变形过程示意图
H —镦粗后高度 A—材料纤维方向 l—毛坯长度 L—锻件长度
对于工作部位在毛坯圆周表面的刀具和模具，例如，插齿刀、剃齿刀和滚丝模等，采用这种方法较为简单、可靠，它能保证工件在切削部位具有良好的金属组织和力学性能。 （4）轴向—径向（十字、双十字）反复锻造
十字镦拔（见图5-3）是将原毛坯徽粗后，沿横截面中两个互相垂直的方向反复镦拔最后再沿轴向锻成锻件。如重复这一过程就叫双十字锻造。这种方法的优点是：坯料与锤头的接触面经常改变，温度不会降低太多，径向锻造时坯料的端部质量较好，故可减少端面裂纹的产生，有利于击碎坯料中心部分的碳化物。对于工作部位在中心的一些工具或模具（例如冷冲模等），可以采用这种方法。但是这种方法由于变形时中心金属外流，如外流金属不能受到均匀的大变形，则在靠近1/4直径处碳化物级别可能降低不大。而且周围表面上还可能出现碳化物级别不均匀的现象。另外，在操作上要求技术较熟练，故对于刃口分布在圆周表面的刀具不宜采用这种方法。
图5-3轴向-径向十字锻造变形过程示意图 l —毛坯长度 H—镦粗后高度 L—拔长后长度
（5）综合锻造法
综合锻造法（见图5-4）是在径向十字镦拔后，转角45°进行倒角，然后再进行轴向拔长和激粗。
图5-4综合锻造法变形过程示意图 l —毛坯长度 H—镦粗后高度 L—拔长后长度
这种锻造方法保留了径向十字镦拔坯料中心不容易开裂和轴向镦拔容易改善碳化物级别等优点，又借助于倒角锻造使锻件周围表面的碳化物级别比较均匀。这种方法的缺点是：工艺复杂，需要较熟练的操作技术，严格掌握材料的纤维方向，倒角时不安全，且易产生裂纹。
这种方法适用于工作部位在毛坯圆周表面的工具和原材料中心质量较差的情况，大批生产时不宜采用这种方法。
另外，在锻造 Cr12型钢模具时也常用三向镦拔的方法。
综上所述，为保证刃具和模具工作部位的碳化物细化，防止莱氏体高合金工具钢在锻造过程中产生碳化物颗粒粗大，分布不均等缺陷，其对策是采用合适的锻造方法，并保证有足够大的锻造比。 如前所述，锻造时的变形程度，直接影响高速钢锻件内部碳化物的细化程度和均匀分布。反复镦拔时，由于工序尺寸的比例大体一致，因此，改锻时的变形程度（总锻造比）常常习惯地用镦拔次数来表示。在制定锻造工艺时，应根据锻件的工作部位、技术要求和原材料碳化物不均匀度级别来确定镦拔次数。这可参考表5-4进行选用。
1）该表适用于每次域拔时锻造比y=2的情况，如果y ＜2时，镦拔次数应适当地增加，如果 y ＞2时，镦拔次数可适当减少。一些工厂的实践说明，增大每次镦拔的锻造比对改善碳化物的不均匀性较显
著，但操作困难些（主要是容易镦弯）；
2＝工具工作部位深度越大（即越靠近锻件中心），则镦拔次数应多些；
3）在其他条件相同的情况下，碳化物不均匀性改善的程度与锻件最后一次变形工序有关。如最后为变形程度较大的拔长或镦粗，不均匀性改善较显著；如最后为变形程度不大的镦粗，则不均匀性的改善不甚显著。
以插齿刀为例，按一般标准，插齿刀的碳化物偏析级别要求≤3级。当原材料碳化物偏析级别为5级时，镦拔次数取6～5次；原材料为4级时，镦拔次数取4～3次。例如，φ80mm × 170mm坯料碳化物级别5级，经6～5次镦拔后，碳化物为3级（图片5-2），符合要求。某厂曾用 4100mm×109mm 的坯料，碳化物偏析为7～8级，锻造时只镦拔一次，在锻件中保留大块碳化物（图片5-3）。这样的插齿刀在淬火时常出现过热、过烧和回火不足等现象（见图片5-4），并且残留的奥氏体很多，直接影响刀具使用寿命和尺寸精度。当碳化物带较宽时，淬火时常易沿带的方向开裂（图片5-5）。这样的刀具切削时常常发生崩裂（图片5-6）。
图片5-2 W18Cr4V钢经5～6次镦拔后的碳化物100×
图片5-3 W18Cr4V钢经一次镦拔后的碳化物 100×
图片5-4 W18Cr4V钢插齿刀热处理时的过热和回火不足组织 500×
a ）过热b ）回火不足
图片5-5 沿碳化物偏析带淬裂（箭头所指） 40×
图片5-6 W18Cr4V插齿刀切削时崩裂
为了得到细小颗粒和均匀分布的碳化物。除需选定合适的镦拔次数外，还应注意下列几点：
1）适当降低最高热加工温度，尽量减少锻造火次。因为加热温度高、高温停留时间长和加热次数多，均会促使一次碳化物颗粒长大；
2）在900～1050℃范围内重击成形。因为此时奥氏体基体较硬，对破碎一次碳化物较有效；
3）选用足够能量的设备。因为莱氏体工具钢的变形抗力比碳钢大2～3倍，如果设备能量过小，则变形仅限于锻件表面，内部碳化物将得不到破碎。
2.过热、过烧
莱氏体高合金工具钢加热时很容易过热、过烧。高速钢在1300℃，Cr12型钢在1155℃时，共晶组织就开始熔化了。过烧时晶粒很粗大，晶界发生局部熔化，氧化性气体侵人晶界并使其氧化，结果使钢的强度和塑性大大降低，锻造时一打就碎（见图片5-7）。过烧的钢断口粗糙，类似豆腐渣状，显微组织中出现荣氏体（图片5-8）。该类钢过烧后，晶粒粗大，晶界上一次碳化物角状化（见图片3-11），材料的工艺塑性下降。
W18Cr4V 过烧引起的锻裂
图片 5-8 锻裂处过烧的组织 250×
图片3-11 W18Cr4V钢的过热组织 500×
由于钢在结晶时的严重区域偏析，铸锭和轧材的表面和中心的化学成分有相当大的差异，中心部位的碳含量、合金元素含量及夹杂都比较多，而表面较少。因此，钢材表面和中心的结晶终了温度（也就是熔化温度）是不同的。对于W18Cr4V 高速钢来说，表面部分的始熔温度约高于1350℃，中心部分约低于1300℃。中心部分碳化物的偏析等级愈高，熔化温度愈低。因此，当锻造加热温度高于1200℃，比如1230℃或者1250℃时，中心部位已接近熔化温度，特别是在一次碳化物边缘的高碳高合金元素含量部位或者低熔点杂质的部位，奥氏体强度很低，在锻打时易开裂。因此，为避免过热过烧，莱氏体高合金工具钢的加热温度应低于始熔温度，例如，W18Cr4V 高速钢的加热温度应不超过1200℃，最好是≤1180℃。
钨一钼系高速钢的加热温度还应低些。Cr12型钢应不超过1100℃。另外，加热和保温时间也不宜过长。一般预热时间1min/mm。高温加热时间0.5min/mm。
3. 裂纹
裂纹是莱氏体高合金工具钢锻件最常见的一种缺陷。加热、变形、操作和锻后冷却不当等均可能产生裂纹。
锻造变形过程中常发生的锻裂形式有：对角线裂纹、侧表面裂纹、角裂和内裂等（图片5-9、图片5-10）。
图片5-9 W18Cr4V钢在750kg 空气锤上轴向反复镦拔后形成的十字裂纹
图片5-10 W18Cr4V钢在750kg 空气锤上滚圆时形成的中心轴向裂纹
对角线裂纹和中心裂纹在莱氏体高合金工具钢拔长时常易产生，尤其是采用轴向反复镦拔工艺时更是如此。由于轴心部分质量较差和两端面长时间与锤头和下砧面接触，温降快、塑性差，拔长时易先从端面处开裂。
关于引起对角线裂纹和中心裂纹的变形力学方面的原因见各主要成形工序中常见的缺陷与对策中的拔长过程中常见的缺陷和对策，这两种裂纹的产生，还与坯料和加热情况等有关。
棒材中心的质量较周边差，中心部分碳化物偏析较严重，并且坯料愈粗，其质量愈差。如果坯料低倍疏松级别（这里指由于碳化物剥落而形成的中心疏松）大于1级，则很易锻裂，因此中心疏松一般规定不超过贝级。用一般拔长方法常常产生裂纹时，可以用型砧或在摔子里进行拔长。但用这种方法改善碳化物不均匀性的效果不太理想，故总的镦拔次数应增加。
加热质量好坏是影响锻造质量的一个重要因素。若加热温度过高，保温时间过长，将使材料过热，塑性降低；若加热速度过快，保温时间过短，则材料尚未热透，锻造时变形不均匀性加剧，也容易产生上述两种锻裂。但是，在这两种情况下的断口是不一样的，前一种（过热时）断口较粗糙，后一种断口较光洁。
高速钢在 800～900℃之间有相变，塑性较低，而且由于它含有大量的合金元素，再结晶温度较高，故终锻温度不宜过低，否则容易锻裂。但是，终锻温度也不宜过高。
为避免莱氏体高合金工具钢锻造变形时产生开裂，除了要保证坯料质量、加热质量和合适的锻造温度外，锻造时还应当注意下列几点：
1）打击不宜过重，必要时先铆镦，然后再镦粗，以便减小镦粗时的鼓肚；
2）拔长时相对送进量取0.5～0.8，避免在同一处重复锤击；
3）采用“两轻一重”的锻造方法，即开始和终了时轻击，950～1050℃时重击；
4）每次镦粗后拨长时，应先拔上端面，因为下端面与下砧接触时间长，冷却快，易锻裂（见图片5-11），先锻上端面，可以利用锻件本身的热量，使下端面温度得到一些回升。另外，开始锻造时，砧面应预热；
图片5-11 与下砧接触时间过长，使温度降低所引起的锻裂
5）对中心疏松较严重的材料，可用型砧或摔子进行拨长。圆柱形锻件的最后修光，最好在摔子内完成；
6）勤倒角，以避免温差和附加拉应力引起角裂。镦粗出现弯曲时，应立即校直。锻造过程中发现裂纹，应及时铲除；
7）砧子转角处应倒成适当的圆角。
莱氏体高合金工具钢锻后冷却过快时由于温度应力和组织应力较大，容易产生开裂，因此锻后应缓慢和均匀地冷却：堆冷、灰冷或砂冷，必要时进行炉冷。
荣氏体工具钢锻件在冷却到室温后心部金属由奥氏体变成马氏体时体积膨胀，表层金属受拉应力，这时表层已是淬硬的马氏体，塑性很低容易开裂，尤其当锻件尺寸较大时更是这样。由于心部残余奥氏体转变为马氏体要持续一段时间，所以莱氏体工具钢锻件应在24h 之内进行退火。退火的目的是消除内应力，增加工件韧性，降低硬度以便于加工。高速钢退火时必需装箱、密封，使其不产生氧化和脱碳。退火曲线见图5-5。
图5-5 高速钢退火曲线
Cr12型钢由于沿晶界和晶内有大量坚硬的碳化物存在，锻造时热效应比较严重，加之，其共晶温度低，因此，比高速钢更容易产生锻造过程中的过热和过烧现象。为此，在锻造操作中发现有升温现象时，应及时减轻锤击力量或稍停一会儿，待坯料逐渐冷却至正常锻造温度后，再增大锤击力。
由于Cr12型钢的锻造温度范围较窄，故每火次的变形量不能太大。
4. 萘状断口
萘状断口是一种脆性穿晶断口（图片5-12）。断口上有许多取向不同、比较光滑的小平面，像带状晶体一样闪闪发光。高速钢终锻温度过高、最后一次变形落入临界变形区和锻后的退火时间不充分时，就常形成萘状断口；连续两次淬火（中间不进行退火）时，也常易产生萘状断口。
图片5-12 W18Cr4V终锻温度过高引起的萘状断口
萘状断口使高速钢的韧性降低。使用时，刀具易崩刃。
为防止萘状断口，最后一次的终锻温度应低于950℃，一般应控制在900～950℃之间，而且最后一火应有足够的变形量。当发生意外情况，在最后一火没有完工的锻件，允许加热再锻，但加热温度不要超过1000℃。如需第二次淬火时，应进行中间退火。
一、高温合金锻件常见的缺陷与对策
（一）概述
高温合金主要用于制造燃气涡轮发动机的重要零件，如涡轮叶片、涡轮盘、承力环、火焰筒安装座等。此类零件不仅要求具有很高的高温性能和良好的疲劳性能，而且要求具有抗氧化、抗腐蚀性能和一定的塑性。
变形高温合金可分为铁基、镍基和钴基合金三类，这里主要介绍前两类。
我国常用的合金牌号有GH30、 GH32、 GH33、 GH34、 GH36、 GH37、 GH43、GH49、GH130、GH135、GH140和GH220等。其中GH34、GH36、GH130、GH135、GH140是铁基高温合金，其余的是镍基高温合金。在这些高温合金中含有大量的Cr 、Ni 、Ti 、Al 、W 、Mo 、V 、Co 、Nb 、B 、Ce 等合金元素。就铁基高温合金来说，加人较多的Cr 是为保证合金在高温下的抗氧化能力；加人较多的镍，一方面是为保证得到奥氏体基体，另一方面是与钛、铝生成合金的主要强化相Ni3（Ti 、Al ），还有一个方面是镍和铬配合使用能够提高合金的抗氧化能力；加人高熔点的金属元素如W 、Mo 、V 、Co 等来提高合金的再结晶温度；加入W 、MO 、V 、Nb 等强烈的碳化物形成元素和合金中微量的碳作用，生成高度分散的高熔点的碳化物粒它们主要分布在晶界处，是强化相；加入硼是为了生成硼和金属元素间的硼化物，硼化物分布在晶界处，是强化晶界的主要强化相；铈的加入是为了进一步清除液态合金中的杂质元素，因而使合金晶界处得到净化，有较紧密的结合，有较高的强度。
我国高温合金特别是镍基耐热合金的冶炼方法主要是电弧炉、电弧炉+真空自耗、电弧炉+电渣重熔。为了提高合金的纯度以提高合金的性能，往往采用电弧炉+真空自耗。但该种冶炼方法往往由于杂质少，易出现粗晶缺陷。
耐热合金铸锭中存在的冶金缺陷较多，例如铸锭中柱状组织较为发达，存在显微疏松和枝状疏松以及各种宏观及微观不均匀组织，致使铸态合金的性能较低，经过热塑性变形后合金的性能有较大提高，随总变形程度增大，高温合金纵向纤维试样的力学性能，也和普通结构钢一样有规律地提高，但其横向试样的力学性能不像结构钢那样剧烈下降，而是变化较小。这是由于：具有均匀固溶体的单相高温合金，在变形及随后的再结晶所获得的晶体位向与主变形方向仅有较小的重合，这就减小了纤维纵向和横向力学性能之间的差别。而结构钢通常具有多相组织，在塑性变形过程中所获得的纵向上的方向性组织在再结晶后仍部分地保留下来，加之结构钢的杂质较多，它们沿纵向被拉长，这就使得其纵向和横向性能间的差别较大。
为了获得较高的力学性能，高温合金的总压缩比通常控制在4～10范围内。
晶粒尺寸对高温合金的性能有较大影响，从室温力学性能的角度看，晶粒愈细愈好。例如GH135合金，当晶粒度从 4～6级细化到 7～9级时，室温疲劳强度从 290MPa 提高到400MPa ，但从高温性能角度看，晶粒适当粗些可使晶界总面积减少，有利于提高合金的持久强度。对于高温合金来说，晶粒大小不均匀是最有害的，它将使持久强度和抗蠕变强度显著降低。因此，综合晶粒度对室温和高温性能的影响，取均匀适中晶粒为宜。
高温合金锻件晶粒的最终尺寸除与固溶温度等有关外，还与固溶前锻件的组织状态有很大关系。如果锻后是未再结晶的组织．而且处于临界变形程度时，固溶处理后将形成粗大晶粒；如果锻后是完全再
结晶组织，固溶处理后一般可以获得较细较均匀的晶粒；如果锻后是不完全再结晶组织，固溶处理后晶
粒将是大小不均匀的。锻件的组织状态取决于锻造温度和变形程度，应注意控制。
高温合金的锻造特点是：
1. 塑性低
高温合金由于合金化程度很高，具有组织的多相性且相成分复杂，因此，工艺塑性较低。特别是在
高温下，当含有s 、Ph 、Sn 等杂质元素时，往往削弱了晶粒间的结合力而引起塑性降低。
高温合金一般用强化元素铝、钛的总含量来判断塑性高低，当总含量≥6％（质量分数）时，塑性
将很低。镍基高温合金的工艺塑性比铁基高温合金低。高温合金的工艺塑性对变形速度和应力状态很敏
感。有些合金铸锭和中间坯料需采用低速变形和包套镦粗，包套轧制，甚至包套挤压才能成形。
2. 变形抗力大
由于高温合金成分复杂，再结晶温度高，再结晶速度慢，在变形温度下具有较高的变形抗力和硬化
倾向。变形抗力一般为普通结构钢的4～7倍。
3. 锻造温度范围窄
高温合金与碳钢相比，熔点低，加热温度过高容易引起过热、过烧。若停锻温度过低，则塑性低、变形抗力大，且易产生冷热混合变形导致锻件产生不均匀粗晶。因此，高温合金锻造温度范围很窄，一
般才200℃左右。而镍基耐热合金的锻造温度范围更窄，多数在100～150℃，有的甚至小于100℃。
4. 导热性差
高温合金低温的热导率较碳钢低得多，所以，一般在700～800℃范围需缓慢预热，否则会引起很大
的温度应力，使加热金属处于脆性状态。
（二）锻造过程中常见的缺陷与对策
高温合金锻件，除了因原材料冶金质量不良引起的非金属夹杂、异金属夹杂、带状组织。分层、碳
化物堆积、点状偏析、残留缩孔和疏松等缺陷外，由于锻造工艺不当经常出现的缺陷有下面几种：
1. 粗晶
粗晶是指在锻件中存在有晶粒粗大或晶粒大小不均匀的组织。它是高温合金锻件中最常见M 一种
缺陷。粗晶使材料的疲劳和持久性能明显下降。涡轮叶片、涡轮盘等重要零件，对粗晶均有严格要求。粗晶产生的主要原因有：变形温度低于或接近于合金再结晶温度；加热温度过高，变形程度小（处于临
界变形程度范围内）或变形不均匀，以及合金成分控制不当等。具体介绍如下。
锻造加热温度过高或原始晶粒过大，锻造时变形分布不均匀或变形小的部分落人临界变形范围；或
锻造温度过低，形成冷热混合变形，固溶处理后在锻件体内将产生晶粒大小不均匀。防止的对策是控制
好加热和锻造温度；改善坯料形状，使模锻时各断面变形尽量均匀一致；以及采用原始晶粒度小的坯料
等。
锻造时如表层金属变形程度小，落人临界变形范围或终锻时锻件表面温度低于合金的再结晶温度，留下加工硬化痕迹，固溶处理后将产生表面粗大晶粒。防止的对策是将模具预热温度提高到350℃，操
作工具预热至150℃，采用效果良好的润滑剂，加快操作，防止闷模使金属表面温度急剧下降，最好整
个模锻操作时间不超过10s 。
在其它条件正常的情况下如固溶温度过高将产生锻件整体粗晶。
当合金中存在钛氨化合物、硼氮化合物等，形成偏析时，这些化合物偏析都阻碍晶粒长大，因此，锻件中有这类偏析的部分，具有细小的晶粒和较高的硬度，没有这类偏析的部分，晶粒则比较粗大，导
致在锻件内形成大小不均匀的晶粒。
GH88合金增压器叶片锻造时，当锻造加热为1070℃，30min 和1180℃，45min ，以及锻造中不涂润
滑剂时，经正常热处理（1180℃，lh 水淬十800℃，16h 时效）后的叶片锻件皆出现不同程度的粗晶（见
图片5-13～16）。该叶片的原坯料为均匀细小的晶粒组织（见图片5-17）。当锻造加热为1070℃，30min
时，叶片的表层温度低，发生了不均匀变形，表层金属处于临界变形程度范围内，热处理后导致叶片产
生粗晶。而当锻造加热为1180℃，45min 时，由于临界变形，处于叶背的表层金属在高温下发生了聚集
再结晶，因此形成了粗晶。当叶片模锻时不涂润滑剂，由于表层摩擦力大，使叶片发生了不均匀变形，在叶身内必然有某一部位处于临界变形，导致出现粗晶。当选用适宜的加热规范（1130℃，30min ）和改
善润滑条件后，叶片基本上不再出现粗晶，其低倍组织及高信组织见图片5-18～19。
图片5-13 1070℃，30min 加热模锻的叶片低倍组织（叶脊及叶盆处晶粒粗大）
图片5-14 1180℃，45min 加热模锻叶片叶身中部的晶粒情况 100×
图片5-15 1180℃，45min 加热模锻叶片背粗大晶粒 100×
图片5-16 不涂润滑剂模锻叶片叶身粗晶情况
图片5-17 GH88合金原棒材均匀细小的晶粒组织 400×
图片5-18 1130℃/30min加热模锻的叶片的低倍组织（粗晶基本消除）
图片5-19 1130℃/30min加热模锻的叶片叶身的粗晶情况 100×
介绍了GH49合金锻造叶片的临界变形粗晶，该例分析认为该合金临界变形粗晶的形成机制是由少
数原有晶粒的直接长大而形成的，晶粒直接长大的最初驱动力是晶界两侧的畸变能差。解决该临界变形
粗晶的措施主要是：增大终锻时的变形程度；终锻后将叶片立即放人与锻造温度相同的退火炉内保温
10min ，以使畸变能尽可能地释放；另外，选用合适的变形温度和改善润滑条件。
为避免高温合金锻件产生粗晶，生产中还应注意如下问题：
1）高温合金锻件的粗晶，与原材料及锻造工艺过程中各个环节（包括加热、变形、模具、润滑、
操作等）均有关系。因此，为保证锻件质量稳定，工艺编制要详细、正确，执行工艺要严格、准确。高
温合金的重要锻件，即使小量生产，也应采用模锻。
2）不同牌号高温合金的再结晶特性有所不同。例如，多数高温合金的临界变形程度为3%～5%，
而GH135合金为 4%～6%，锻造时应使各处变形程度超过上述数值。
3）不同冶炼方法、不同炉号的同牌号高温合金，由于化学成分的实际含量有差别，因此实际再结
晶温度和聚集再结晶温度常常是不一样的。强碳化物和金属间化合物的形成元素碳、铝、钛等的影响更
为明显。例如，生产和试验证明：不同冶炼方法、不同炉号的GH33合金，其适宜的最高加热温度在1070～
1140℃之间变化。因此应根据各批材料的情况采用具体的有效措施。
2. 裂纹
高温合金由于塑性差，锻造时经常出现各种裂纹。尤其是铸锭，由于具有粗大的柱状晶，锻造时更
易开裂。产生裂纹的原因主要有：
1）有害杂质含量多，铅、秘、锡、锑、砷、硫等都是高温合金中的有害杂质，这些元素的熔点低，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，它们在合金
中形成脆性化合物，并沿晶界分布，使合金的塑性降低；
3）铸锭表面和内部的质量差，或棒材中存在某些冶金缺陷（例如，夹杂物、分层、缩孔残留、疏
松、点状偏析、碳化物堆积等），锻造时引起开裂；
4）在火焰炉中加热时，燃料和炉气中含硫量过高，硫与镍作用后形成低熔点共晶体，沿晶界分布，降低了合金的塑性；
5）装炉温度过高，升温速度过快，尤其在加热铸锭和断面尺寸大的坯料时，由于合金导热性差，
温度应力大，易引起炸裂；
6）加热温度过高或变形温度过低；
7）变形程度过大或变形速度过快；
8）变形工艺不当，存在较大的拉应力和附加拉应力。
为防止产生裂纹，应当采取如下对策：
1）对原材料应按标准进行检查，要严格控制有害元素的含量。某些有害元素（例如硼）过多时，
可适当降低锻造加热温度；
2）铸锭需经扒皮或砂轮清理后，才能加热锻造；
3）加热时应控制装炉温度和升温速度；
4）在火焰炉中加热时应避免燃料中含硫量过高。同时，也不应在强氧化性介质中加热，以免氧扩
散到合金中，使合金塑性下降；
5）要注意控制加热和变形温度；
6）铸锭拔长时，开始应轻击，待铸态组织得到了适当破碎，塑性有所提高后，再增大变形量。拔
长时的每火次总变形量应控制在30％～70％范围内，不应在一处连击，应采用螺旋式锻造法，并应从大
头向尾部送进。
对于塑性很低的合金铸锭和中间坯，可采用塑性垫、包套墩粗等变形工艺。
7) 工模具应进行预热（预热温度一般为150～350℃），锻造和模锻时应进行良好的润滑。
3 .过热、过烧
若合金的加热温度过高，高温保温时间过长，则晶粒急剧长大，晶界变粗变直，析出相沿晶界呈条
状和网状分布，使合金塑性降低，锻造时易产生开裂，同时还引起合金元素贫化。若进一步提高加热温
度，则晶界上的低熔点相将发生氧化和熔化，形成三角晶界，使晶粒松弛并产生掉晶现象，锻造时产生
碎裂。
过热、过烧后的合金组织是不能用随后的固溶处理加以消除的，故应严格控制加热温度。
4. 合金元素贫化
高温合金加热时，常产生碳、硼等合金元素贫化。碳、硼是强碳化物和金属间化合物的形成元素。贫碳、贫硼，将使合金的高温持久强度明显下降，室温塑性和韧性降低，并能引起表层晶粒粗大。采用
无氧化加热可以防止贫碳，但贫硼现象仍然存在（见表5-5）。为减少合金元素贫化，应避免高温长时间
保温。对于合金元素贫化的锻件，为了保证零件的使用性能，贫化层必须在机加工时全部除去。
二、不锈耐酸钢锻件常见的缺陷与对策
不锈耐酸钢是不锈钢和耐酸钢的总称。在大气中能抗腐蚀的钢称为不锈钢。在某些化浸蚀性介质（如
河水、海水、盐、碱和某些酸溶液）中能抵抗腐蚀的钢称为耐酸钢。
不锈耐酸钢除要求耐蚀性外，还要求具有一定的力学性能、焊接性能、冷变形性能和切削性能等以
满足构件的使用要求。为此在钢中加入大量的Cr 、Ni 、Mn 、Ti 等合金元素，其中Cr 是提高防腐蚀性能
的主要元素。
不锈耐酸钢按组织可分为铁素体、奥氏体、和马氏体三大类。也有介于两类之间的。在某些文献资
料中将不锈耐酸钢分为五类（增加了奥氏体铁素体复相不锈钢和沉淀硬化型不锈钢），但从压力加工工
艺角度考虑，以分三类为宜。
（一）铁素体不锈钢
该类钢具有良好的耐酸性，常用作制造硝酸、磷酸、次氯酸钠等的设备、换热器、蛇形管、蒸气过
热器管道以及食品工厂设备等。
常用的一部分铁素体不锈耐酸钢的牌号及成分见表5-6。
由表5-6中可见，铁素体不锈耐酸钢中加入大量的Cr 、Si 等合金元素。钢中加入Cr 是为了提高钢
的电极电位，增强钢的抗腐蚀能力，Si 也有和Cr 同样的作用。
不锈钢中加入约2%Si（质量分数）可提高在硫酸和盐酸中的抗腐蚀性。但Si 量过高将使钢的塑性
急剧降低，Si 量大于4%～5%（质量分数）后就不易锻轧加工，更不易冷变形。
由Fe-Cr 二元相图（见图5-6）可知，当钢中Cr ＞12.5%（质量分数）时，钢液结晶后始终保持α
铁素体组织，加热和冷却时不发生同素异构转变，故不能通过热处理方法来细化组织。该类钢加热到
475℃附近或自高温缓冷至475℃附近时，有α″析出，产生脆化现象，即所谓475℃脆性。该类钢在820～
520℃长期加热或缓冷将析出σ相，引起钢的脆化。
1. 铁素体不锈耐酸钢的锻造特点
1）该类钢的再结晶温度低、再结晶速度快，加热温度越过900℃后，晶粒迅速长大（见图5-7）。
2）该类钢的塑性较差，尤其是该类钢的钢锭为粗大晶粒的柱状晶，塑性很低。
3）该类钢的导热性差，热膨胀系数大。加热和冷却过程中的温度应力较大。
4）该类钢在820～520℃附近长期加热或缓慢冷却时有σ相和α″相析出。引起脆性。
图5-6 Fe-Cr二元相图
a ）Fe-Cr 二元相图 b）Fe-Cr 二元相图的左下角部分
图5-7 晶粒大小随温度的变化 1—铁素体钢 2—奥氏体钢
2. 锻造过程中的主要缺陷和对策
（ 1）晶粒粗大
铁素体钢的晶粒度对性能有很大影响。粗晶使铁素体钢的室温力学性能和抗腐蚀性能下降。晶粒很粗大时，钢的脆性很大，甚至锻件切边时，就会出现裂纹。
该类钢于600℃时晶粒就开始长大，950℃以上发生晶粒急剧长大的现象，随着加热温度和加热时间增加，能产生较粗大的晶粒。而且该类钢是无同素异构转变的单相钢，不能用热处理的方法细化晶粒。防止晶粒粗大的对策是：
1）锻造该类钢时，加热温度应＜1150℃；900℃以上要快速加热，尽量缩短高温停留时间； 2＝变形程度应足够大，最后一火次的锻造变形量不应小于30％；
3）终锻温度应不高于800℃。但是为了避兔温度过低产生加工硬化，终锻温度不应低于700℃，通常选用750℃。
（2）裂纹
该类钢导热性差、塑性低，尤其是钢锭为粗大晶粒的柱状晶，塑性很低，锻造过程中很易开裂。防止裂纹的对策是：
1）钢锭应预先进行退火处理。钢锭表面必须经过修磨或扒皮，不允许有任何缺陷存在，否则将会在锻造过程中产生严重开裂。
2）钢锭人炉温度应＜700℃，热锭装炉温度不限；在 760℃以前应缓慢升温，加热速度一般为0.5～1mm ／min ，但900℃以上要快速加热，钢锭加热温度为1100～1150℃，钢坯加热温度为1100～1130℃；钢锭加热到规定的均热阶段时，必须勤翻料，以保证锭料出炉时阴阳面温差较小。
3＝锻造过程中要注意轻击快打，尤其是第一火要勤打、勤翻、勤倒角，其目的是提高钢的塑性，避免锻裂；锻造方坯时不要出棱角，防止因棱角温度低而开裂；锻造中发生鱼鳞裂纹时，继续锻打即可消除。
（3）σ脆性和475℃脆性
高铬铁素体不锈钢常易产生σ脆性和475℃脆性。前面已经介绍，这两种脆性分别是在820～520℃和475℃附近长期加热或缓慢冷却时由于σ相和α″相的沉淀引起的。当加热温度超过上述两个温度范围时，σ相和α″相将迅速溶入基体。而锻造加热温度均超过1100℃，故在锻造加热过程中不会引起σ脆性和475℃脆性。因此，为了防止σ脆性和475℃脆性的产生，关键是控制锻后的冷却速度。该类钢锻后应分散空冷，快速通过上述两个脆化区。
（二）奥氏体（包括奥氏体-铁素体）不锈钢
1.概述
镍铬奥氏体耐酸不锈钢，除了有较好的耐蚀性、室温及低温韧性外，还具有良好的工艺性能。这类钢突出的冷变形性能是铁素体不锈钢所不及的，因此，该类钢得到了广泛应用。该类钢常冷轧后用以制造不锈钢结构及零件，无磁性零件等。1Crl8Ni9Ti 是目前应用最广的一种，它被用来制作在610℃以下长期工作的锅炉和汽轮机的零件以及化工中各种阀门零件。
我国常用的奥氏体型不锈耐酸钢的牌号和成分见表5-7。现以1Crl8Ni9Ti 为例对该类钢的特点介绍如
下：
1Cr18Ni9Ti钢属于奥氏体型不锈耐酸钢，其相图见图5-8。由该图可知，经过1050～1100℃的淬火处理（水中或空所中）后呈单机奥氏体组织，它在不同温度和浓度下的各种强腐蚀介质中（如硝酸、大部分有机酸和无机酸的水溶液、磷酸、碱及煤气等）均有良好的耐酸蚀性，在空气中热稳定性也很高，达850℃。但当钢中铁素体形成元素（Cr 、Ti 、St ）含量增加时，就可能出现 α相，使塑性降低，化学稳定性下降。另外，加热温度过高时，则由γ区进人α＋γ区，也会使α-铁素体量增多，高温塑性显著下降。在700～900℃区间如加热和冷却缓慢则都将有σ相析出。σ相是非常脆的金属间化合物，σ相的出现会使不锈钢塑性降低。因此在该温度区间要快热和急冷。
图5-8 铁-铬状态图
奥氏体不锈耐酸钢的锻造特点是：
1）由于钢内含有大量Cr 、Ni 等合金元素，使再结晶温度升高、速度减慢；
2）由于钢内含有大量Cr 、Ni 等合金元素，使其变形抗力增大。18-8型钢的变形抗力大约是碳钢的
1.5倍。
3）导热性差。1Cr18Ni9Ti 钢在低温区热导率仅为普通钢的1/3［室温下碳钢热导率为41.868w ／（m·℃）；而这种钢100℃时为16.132w ／（m·℃），500℃时为22.123w ／（m·℃）］，随着温度升高热导率也提高。
4）锻造温度范围窄，因为始锻温度过高时，铁素体量增多，使塑性下降；另外，1Cr18Ni9 Ti钢具有高温晶粒粗化倾向（见图5-9），这种粗大晶粒不能用热处理相变方法来细化，其加热温度应低于1200℃。在700～900℃区间有。σ相析出，使塑性降低，因此终锻温度也不能过低。一般始锻温度为1150～1180℃，终段温度为850～900℃。
图5-9 1Cr18Ni9Ti高温晶粒曲线
2.锻造过程中的主要缺陷和对策
（1）晶界贫铬，抗晶间腐蚀性能下降
该类钢的零件在工作中破坏的主要原因常常是晶间腐蚀，晶间腐蚀的原因是由于晶界贫铬。晶界附近基体中的钻含量低于一定数值时，电极电位显著降低，使材料抗晶间腐蚀性能明显下降。引起奥氏体钢晶界附近贫铬的原因是：
1）加热产生渗碳现象时，碳与铬在晶界区形成大量碳化铬。
2）在低于900℃时，缓冷或缓慢加热，沿晶界析出含铬量高的金属间化合物σ相。
3）在500～900℃缓冷或缓慢加热，沿晶界有铬的碳化物析出。
因此，这类钢应当在微氧化气氛中加热，在加热和冷却时应迅速通过碳化物和σ相析出的温度范围，并且锻后应进行固溶处理，使已析出的碳化物和σ相重新溶人奥氏体，以得到均匀单一的常温奥氏作组织。固溶温度一般为1020～1050℃，采用水冷。为防止晶粒长大，固溶温度不宜过高，保温时间不宜过长。
（2）晶粒粗大
晶粒度对奥氏体钢性能的影响没有高温合金明显，但是晶粒粗大也引起力学性能、抗晶间腐蚀性能和焊接工艺性能降低。对需要进行氮化处理的4Crl4Nil4W2Mo 、2Cr18Ni2W2等奥氏体钢零件，要求锻件晶粒度≥6级，否则，氮化层要起皮剥落。奥氏体钢无同素异构转变，因此锻造加热温度和变形程度对晶粒度有很大影响。为了获得细小而均匀的晶粒组织，最后一火应具有足够大的变形量。对于不同的锻件和工序，应依其变形量不同，采用不同的加热温度。例如，2Cr18Ni8W2衬套锻件要求晶粒度≥6级，某厂原工艺加热温度为（1160±20）℃，晶粒3～5级；后来加热温度改为（1120±20）℃时，晶粒度就达到了6～7级。
（3）铁素体带状组织和裂纹
奥氏体-铁素体钢中含有α铁素体。在某些奥氏体钢中（如 1Crl8Ni9Ti 钢），也会出现α铁素体。这类钢在变形时，α铁素体沿主伸长方向被拉长形成带状组织，并且很易沿铁素体带开裂（，图片8-243、249）。α铁素体带的出现，将会降低锻件的横向力学性能，增加锻件的缺口敏感性，并使之具有磁性，同时锻后酸洗时，还会引起过腐蚀缺陷。
图片8-243 锻件裂纹的高倍组织（裂纹沿α相的走向延伸） 300×
图片8-249 沿α-γ相界面发生的小裂纹 500×
铸锭中的α铁素体的数量往往高于轧材，因为轧前的加热已使α铁素体部分地溶解于奥氏体中。因此，为了保证奥氏体钢具有适当的可锻性，必须控制原材料中α铁素体的含量。一般要求奥氏体钢中α铁素体≤2.5级（约12％）。对于α铁素体含量较高的原材料，为避免锻造时开裂，不应采用拉应力较大的敬粗、冲孔等工序。在这种变形工序中，当α铁素体 ＞l 级（5％）时，即可能出现裂纹。
对于α铁素体较多的原材料，加热时可适当延长保温时间或采用锻前固溶处理（见图片5-20～23），使钢中的铁素体溶解于奥氏体中，或聚集变圆，或由带状变成链状，以改善钢的塑性。图片5-20、21是1Cr18Ni9Ti 钢的过热组织，图片5-22、23是将其加热到1050℃保温2h ，正火后的组织。
图片5-20 1Cr18Ni9Ti钢A 锻坯正火前的过热组织（α相呈针状及网状分布） 400×
图片5-21 B锻坯正火前过热组织（α相呈针状及网状分布） 400×
图片5-22 A锻坯正火后的高倍组织（针状及网状α相消失） 400×
图片5-23 图片5-23 B锻坯正火后的高倍组织（针状及网状α相消失） 400×
奥氏体钢锭的柱状晶很粗大，钢锭和钢坯的表面缺陷较多，为避免锻造时开裂，加热前需用机械加工方法除去表面缺陷。锻造钢锭时，开始应轻压，当变形量超过30％后才能重压；锻造过程中，应注意操作方法，提高变形的均匀性，尽量减小附加拉应力。 （三）马氏体（包括马氏体-铁素体）不锈钢 1. 概述
马氏体不锈钢包括含碳量在0.05％～0.45％（质量分数）的各种Cr13型不锈钢和9Cr18不锈钢。该类钢在弱腐蚀介质中，温度不超过30℃的条件下有良好的耐蚀性。在淡水、海水、蒸气、空气条件下也有足够的耐蚀性。0Cr13、1Cr13及2Crl3一般用作较高韧性与受冲击负荷的零件。例如汽轮机叶片、水压机阀。3Cr13一般用作有较高硬度要求的热油泵轴及阀门等零部件。4Cr13、9Cr18等用作切削、测量、外科医疗工具、弹簧和滚珠轴承等。
我国常用的马氏体不锈耐酸钢的牌号和成分见表5-8。图5-10为含12％Cr （质量分数）、0～1％C （质量分数）的合金状态图。由状态图可知，这类钢在室温下的平衡组织是由铁素本加碳化物组成。该类钢加热到AC 3和AC m 点以上的一定温度呈单一的奥氏体相。如果加热温度过高，则由单相状态过渡到双相状态，使钢的塑性下降。
图5-10 含12%Cr（质量分数），0～1%C（质量分数）的合金状态图
该类钢从淬火温度空冷至室温，钢的组织全部由马氏体组成。
由于该类钢有同素异构转变，可以用热处理方法细化晶粒，因此，对锻造时的变形工艺要求不像奥氏体和铁素体钢那样严格。但是该类钢由于空冷就形成马氏体，产生的组织应力很大，因此锻后空冷是很重要的一环。
表5-8 马氏体型不锈耐酸钢的牌号和成分
注：表中有*者为马氏体-铁素体型不锈钢。 马氏体不锈耐酸钢的锻造特点：
1）该类钢加热高于一定温度后出现δ铁素体，进入双相状态，变形时极易引起裂纹。该类钢开始出现δ铁素体的温度大约在1150℃左右，因此，始锻温度一般取为1150℃。终锻温度应高于Ar 1，对含碳量低的钢可取为850℃，对于含碳量高的钢取为950℃。
2）马氏体不锈耐酸钢锻造加热温度过高，变形程度太小或变形不均时，冷却后原粗大奥氏体晶粒形成粗大马低体组织，且低倍粗晶的倾向性大。
3）该类钢空冷即形成马氏体组织，锻后应缓冷，以防由于组织应力和热应力的作用命名锻件产生冷却裂纹。
2. 锻造过程中的主要缺陷与对策 （1）锻造裂纹
该类钢含铁素体形成元素较多， 使相图中的铁素体区大大右移。加热过程中，在高于一定温度后出现δ铁素体。加热温度越高，保温时间越长，δ铁素体数量越多。结果使该类钢处于两相区状态下，因此变形时极易引起锻造裂纹。
锻件内出现δ铁素体后， 要降低钢的横向力学性能，增大缺口敏感性并且容易过腐蚀。这种缺陷用一般热处理工艺不能消除。此类钢出现δ铁素体的温度大致在1150℃左右，加热时要予以控制。另外，锻造时避免金属快速流动，防止由于热效应引起局部过热，出现δ铁素体而使钢的可锻性降低。 该类钢锻件中的δ铁素体，有时是由原材料带来的。因此，应控制原材料中δ铁素体的含量。 （2）冷却裂纹
该类钢对冷却速度特别敏感，锻后空冷也会形成较大的组织应力和热应力，使锻件产生冷却裂纹，对较薄的锻件尤其如此。因此该类钢锻件锻后应经热处理，待消除应力后再行酸洗，否则容易出现应力腐蚀裂纹。锻后未缓冷而后又未及时消除残余应力的锻件，在空气中放置时间过长，也会出现应力裂纹和应力腐蚀裂纹。因此，这类钢锻后应缓冷（一般在200℃砂坑或炉渣中缓冷），并及时进行热处理，以
消除内应力。在锻造过程中，要防止水等冷却模具的介质喷到锻件上，以免引起局部开裂。 （3）组织粗大和低倍粗晶
对于马低体不锈钢，若锻造时加热温度过高，锻造变形太小或变形不均匀，则冷却后原粗大奥氏体晶粒形成粗大马低体组织，且低倍粗晶的倾向性极大。往往在锻件热处理后，出现低倍粗晶和组织粗大的缺陷。这种粗大组织的遗传性很强，比较顽固，锻后热处理也难以消除。
马氏体不锈钢的这种组织粗大和低倍粗晶缺陷使钢的韧性、塑性和疲劳性能下降，因此应加以预防。详见第三章过热、过烧一节。
Cr17Ni2、1Cr13属于马氏体-铁素体钢，其锻造特点是易出现的质量问题与马氏体不锈钢相似。该类钢含有较多的初生α铁素体，其铁素体的含量随加热温度和保温时间的增加而增多。该钢由于是双相组织，塑性较低，特别容易出现铁素体带（见照片8-289），这将使锻件的横向性能，特别是塑性指标和冲击韧度剧烈降低，见表5-9。因此，锻前加热温度通常不越过1180℃，始锻温度一般为1100～1150℃。该类钢终锻温度一般不应800℃，否则会出现加工理化现象，变形抗力增大，而且易出裂纹。当钢中含微量铅、锡、砷时，其塑性将下降更大。该类钢有形成龟裂和撕裂的倾向。
该类钢锻后冷却有马氏体转变，快冷时易形成裂纹。钢的含碳量越高，产生裂纹的倾向性越大。
图片8-289 纵向挤压叶片叶身的高倍组织（δ铁素体呈纵向分布） 500×
三、莱氏体高合金工具钢锻件常见的缺陷与对策
本章将分别介绍莱氏体高合金工具钢、高温合金、耐热不锈钢、铝合金、镁合金、铜合金和钛合金
等七类金属材料锻件质量的一些共性问题。对每一类金属材料，在概要介绍其锻造工艺特点的基础上，着重分析了锻造过程中的主要缺陷、缺陷产生的原因和防止的对策。
结构钢（包括碳素结构钢和合金结构钢）在生产中应用最广泛。与高合金工具钢、耐热不锈钢和高温合金相比，结构钢的工艺塑性好，变形抗力小，导热性好，锻造温度范围宽。但是，由于结构钢的冶炼方法较多、钢锭的尺寸较大、浇铸后冷却速度慢、偏析严重。因此，该类钢的钢锭和钢材中存在有较多的冶金缺陷，如残余缩孔、枝晶偏析、气泡、疏松。夹杂等。这些缺陷可能在锻件内产生遗传性的影响。
结构钢在加热和冷却过程中有同素异构转变，锻件的使用性能主要靠最终热处理工艺来保证。另外，锻造过程中的某些缺陷也可以用锻后热处理（如正火、退人等）予以消除或善。 结构钢锻件锻造过程中的质量问题大致如下：
加热过程中的主要缺陷是氧化、脱碳、过热、过烧。锻件过热后在低倍上表现为粗晶。多数合金结构钢锻件过热后沿原高温奥氏体晶界有析出相，并常常呈现稳定过热。马氏体钢和贝氏体钢锻件过热后，由于组织遗传的原因，常产生低倍粗晶。结构钢过热后的断口，按过热的程度和检验状态不同有粗晶断口、萘状断口和石状断口等。
结构钢一般都具有较好的塑性，锻造过程中的开裂主要是下列因素引起的：①钢锭和钢材中的冶金缺陷；③加热过程中由于渗硫、渗铜、渗锡等原因，在晶界上存在有低熔点相；③锻造操作不当。 锻造变形工艺不当时，可能引起折叠、流线分布不符合要求等缺陷。终锻温度偏低时，可能在锻件内引起带状组织。
结构钢在冷却过程中由于有相变，能引起组织应力。结构钢大锻件，当合氢量较高，且锻后冷却工艺不当时，常易产生白点。
结构钢锻件在锻造过程中常产生的上述缺陷，由于在前面章节中已有详细论述，故本章不再介绍，对于工具钢，本章也只介绍其中质量问题较多的莱氏体高合金工具钢。 （一）概述
莱氏体高合金工具钢包括高速钢和Cr12型模具钢等。
高速钢是用于制造高速切削的刃具。这类刃具除要求高硬度、高耐磨性以外，还要求高热硬性，即在高速切削条件下刀刃不会因发热而软化的性能。这类钢在适当淬火、回火热处理后的硬度一般高于63HRC ，高的可达68～70HRC ，并且在600℃左右仍然保持63～65HRC 的高硬度。Cr12型模具钢用于制造重负荷、高精度、高寿命的冷变形模具。例如，冷冲模、冷镦模、滚丝模、冷轧辊等。这类模具要求具有高强度、高硬度、高耐磨性、以及足够的韧性。这类钢淬火、回火后的硬度为62～64HRC 。 我国常用的莱氏体高合金工具钢的牌号和在成分见表5-1和表5-2。
表5-1 高速钢的化学成分
注：1. 为改善钢的组织和性能，允许在钢中加入适量稀土元素，但需在证明书中注明。
2. 在钨系高速工具钢中，钼含量允许到时1.0%。钨、钼二者的关系：当钼含量越过0.3%时，钨含量相应减少，在钼含量越过0.3%的部分每1%的钼代替2%的钨。在这种情况下，在钢号后面加上“Mo”。
表5-2 莱氏体高合金模具钢的化学成分
由表中可见在莱氏体高合金钢中加人了大量的W 、Cr 、Mo 、V 等合金元素，有的还含有多量的Co 。下面以高速钢为例，介绍合金元素在钢中的作用。
钢中的W 、V 和C 形成复合碳化物，在淬火加热时，一部分碳化物溶于奥氏体中，淬火后，又过饱和地溶入α-Fe 中形成合金马氏体。由于W 、V 和C 原子的结合力很大，提高了合金马氏体受热分解的稳定性。要使马氏体分解、并使其分解生成的复合碳化物聚集，需要较高的温度（600～650℃）。同时，另一部分过剩的W 、V 碳化物在高温加热时也能有效地阻止晶粒长大，因此，高速钢能在相当高的温度下保持较高的硬度。
钢中碳化物的分布状况对莱氏体高合金工具钢的使用性能影响极大。只有当碳化物呈细小颗粒并均匀分布时，该类钢的良好使用性能才能充分地表现出来。如果碳化物呈大块或网状分布，则刃具和模具工作时常在碳化物堆积处发生崩刃或折断。当刃口部分碳化物很少时，极易磨损和变形。另外，当碳化物呈带状分布时，使横向塑性和韧性降低，这对在重载下工作的模具影响很大，使许多模具在工作时常常沿碳化物带开裂。表5-3是不同碳化物偏析级别对高速钢插齿刀使用寿命的影响。不同碳化物偏析级别的Cr12型钢的冷冲模，使用寿命可相差10～20倍或更大。
该类钢的大块或网状碳化物是在铸锭结晶过程中形成的。以高速钢为例，由于W 和Cr 等合金元素对临界点的影响，在1330～1300℃之间形成鱼骨状的莱氏体共晶组织（见图片5-1），并呈网络状包围着先前生成的γ固溶体。另外，在1300～900℃之间还会析出二次网状碳化物。高速钢的这种铸造组织，尤其是一次网状共晶碳化物，用热处理办法不能改善，只有用锻造的办法将其击碎并使其均匀分布。 锻造时，变形程度大小直接影响莱氏体钢锻件内碳化物的细化程度和均匀分布。图5-1为碳化物偏析级别随锻比变化的曲线。该曲线表明，锻造比小于16时，随着锻造比的增大，碳化物偏析级别迅速降低；当锻造比增大到16～20时，随着锻造比的增加，降低碳化物偏析级别的效果较差。当锻造比超过20时，再增大锻造比，效果就很小了。
图5-1 碳化物偏析级别随锻造比变化的曲线
图片5-1 W18Cr4V钢的莱氏体共晶碳化物 500×
高速钢原材料的碳化物偏析级别符合国标GB9943—88规定。而对于高速钢锻件，国内尚无统一标准，一般分为八级。对铬12型钢按GB1299-85并参照高速钢评级。 与结构钢相比，该类钢的锻造工艺特点主要是： （1）塑性低
该类钢中由于存在有大量的一次碳化物（共晶碳化物），因而塑性很低，尤其当碳化物呈大块或网状分布时，锻造时很易开裂； （2）变形抗力大
该类钢由于存在大量的合金元素和再结晶温度高，所以变形抗力比碳钢大2～3倍； （3）导热性差
该类钢的低温热导率比碳钢低数倍； （4）冷却过程中的组织应力大 （二）锻造过程中常见的缺陷和对策 1．碳化物颗粒粗大，分布不均匀
碳化物分布不均匀，呈大块状集中分布或呈网状分布。产生的原因是原材料碳化物偏析级别差，加之改锻时锻造比不够或锻造方法不当。具有这种缺陷的锻件，热处理淬火时容易局部过热和淬裂，制成的刃具和模具使用时易崩刃等。
如前所述，碳化物愈细，分布愈均匀，刃具的使用性能愈好。这就要求锻造时变形量很大。但是，高速钢塑性很差，若变形量大，则很容易锻裂。因此，不能盲目追求过低的偏析级别，而只要保证工作部位的碳化物分布合乎要求就可以了。对于不同的工件应根据具体情况（包括原材料情况）确定合适的锻造方法和锻造比。
锻造莱氏体高合金工具钢时常采用以睛几种锻造方法： （1）单向镦粗
这种方法适用于简单薄饼形零件，当原材料的碳化物分布不均匀程度较好，且与锻件的要求较接近时采用。采用这种锻造方法时，为使碳化物得到进一步击碎，镦粗比应不小于3。即
≥3
式中 H——原坯料的高度； h——锻件的高度。 （2）单向拔长
对于长度与直径之比较大的工件，当原坯料的碳化物不均匀分布程度较好且和锻件的要求较接近时，多采用单向拔长法。一般来说锻造比愈大，碳化物被破碎愈细，分布愈均匀；但过大的锻造比容易形成碳化物带状组织，影响横向力学性能。单向拔长时一般取锻造比为2～4较为合理。 （3）轴向反复镦拔
轴向反复镦拔（见图5-2）即在镦拔过程中金属始终沿着坯料的轴线方向流动。这种锻造方法的轴线方向流动。这种锻造方法的优点是：①坯料中心部分（一般是碳化物的高偏析区）的金属，不会流到外层来，保证表层金属的碳化物分布比较细小均匀；②锻造时不需改变方向，操作较易掌握。其缺点是：①中心部分的碳化物偏析情况改善不大；②由于坯料轴心部分质量差和两端面长时间与锤头、下砧接触，冷却快，拔长时端面易产生裂纹。
图5-2轴向反复镦拔二次变形过程示意图
H —镦粗后高度 A—材料纤维方向 l—毛坯长度 L—锻件长度
对于工作部位在毛坯圆周表面的刀具和模具，例如，插齿刀、剃齿刀和滚丝模等，采用这种方法较为简单、可靠，它能保证工件在切削部位具有良好的金属组织和力学性能。 （4）轴向—径向（十字、双十字）反复锻造
十字镦拔（见图5-3）是将原毛坯徽粗后，沿横截面中两个互相垂直的方向反复镦拔最后再沿轴向锻成锻件。如重复这一过程就叫双十字锻造。这种方法的优点是：坯料与锤头的接触面经常改变，温度不会降低太多，径向锻造时坯料的端部质量较好，故可减少端面裂纹的产生，有利于击碎坯料中心部分的碳化物。对于工作部位在中心的一些工具或模具（例如冷冲模等），可以采用这种方法。但是这种方法由于变形时中心金属外流，如外流金属不能受到均匀的大变形，则在靠近1/4直径处碳化物级别可能降低不大。而且周围表面上还可能出现碳化物级别不均匀的现象。另外，在操作上要求技术较熟练，故对于刃口分布在圆周表面的刀具不宜采用这种方法。
图5-3轴向-径向十字锻造变形过程示意图 l —毛坯长度 H—镦粗后高度 L—拔长后长度
（5）综合锻造法
综合锻造法（见图5-4）是在径向十字镦拔后，转角45°进行倒角，然后再进行轴向拔长和激粗。
图5-4综合锻造法变形过程示意图 l —毛坯长度 H—镦粗后高度 L—拔长后长度
这种锻造方法保留了径向十字镦拔坯料中心不容易开裂和轴向镦拔容易改善碳化物级别等优点，又借助于倒角锻造使锻件周围表面的碳化物级别比较均匀。这种方法的缺点是：工艺复杂，需要较熟练的操作技术，严格掌握材料的纤维方向，倒角时不安全，且易产生裂纹。
这种方法适用于工作部位在毛坯圆周表面的工具和原材料中心质量较差的情况，大批生产时不宜采用这种方法。
另外，在锻造 Cr12型钢模具时也常用三向镦拔的方法。
综上所述，为保证刃具和模具工作部位的碳化物细化，防止莱氏体高合金工具钢在锻造过程中产生碳化物颗粒粗大，分布不均等缺陷，其对策是采用合适的锻造方法，并保证有足够大的锻造比。 如前所述，锻造时的变形程度，直接影响高速钢锻件内部碳化物的细化程度和均匀分布。反复镦拔时，由于工序尺寸的比例大体一致，因此，改锻时的变形程度（总锻造比）常常习惯地用镦拔次数来表示。在制定锻造工艺时，应根据锻件的工作部位、技术要求和原材料碳化物不均匀度级别来确定镦拔次数。这可参考表5-4进行选用。
1）该表适用于每次域拔时锻造比y=2的情况，如果y ＜2时，镦拔次数应适当地增加，如果 y ＞2时，镦拔次数可适当减少。一些工厂的实践说明，增大每次镦拔的锻造比对改善碳化物的不均匀性较显
著，但操作困难些（主要是容易镦弯）；
2＝工具工作部位深度越大（即越靠近锻件中心），则镦拔次数应多些；
3）在其他条件相同的情况下，碳化物不均匀性改善的程度与锻件最后一次变形工序有关。如最后为变形程度较大的拔长或镦粗，不均匀性改善较显著；如最后为变形程度不大的镦粗，则不均匀性的改善不甚显著。
以插齿刀为例，按一般标准，插齿刀的碳化物偏析级别要求≤3级。当原材料碳化物偏析级别为5级时，镦拔次数取6～5次；原材料为4级时，镦拔次数取4～3次。例如，φ80mm × 170mm坯料碳化物级别5级，经6～5次镦拔后，碳化物为3级（图片5-2），符合要求。某厂曾用 4100mm×109mm 的坯料，碳化物偏析为7～8级，锻造时只镦拔一次，在锻件中保留大块碳化物（图片5-3）。这样的插齿刀在淬火时常出现过热、过烧和回火不足等现象（见图片5-4），并且残留的奥氏体很多，直接影响刀具使用寿命和尺寸精度。当碳化物带较宽时，淬火时常易沿带的方向开裂（图片5-5）。这样的刀具切削时常常发生崩裂（图片5-6）。
图片5-2 W18Cr4V钢经5～6次镦拔后的碳化物100×
图片5-3 W18Cr4V钢经一次镦拔后的碳化物 100×
图片5-4 W18Cr4V钢插齿刀热处理时的过热和回火不足组织 500×
a ）过热b ）回火不足
图片5-5 沿碳化物偏析带淬裂（箭头所指） 40×
图片5-6 W18Cr4V插齿刀切削时崩裂
为了得到细小颗粒和均匀分布的碳化物。除需选定合适的镦拔次数外，还应注意下列几点：
1）适当降低最高热加工温度，尽量减少锻造火次。因为加热温度高、高温停留时间长和加热次数多，均会促使一次碳化物颗粒长大；
2）在900～1050℃范围内重击成形。因为此时奥氏体基体较硬，对破碎一次碳化物较有效；
3）选用足够能量的设备。因为莱氏体工具钢的变形抗力比碳钢大2～3倍，如果设备能量过小，则变形仅限于锻件表面，内部碳化物将得不到破碎。
2.过热、过烧
莱氏体高合金工具钢加热时很容易过热、过烧。高速钢在1300℃，Cr12型钢在1155℃时，共晶组织就开始熔化了。过烧时晶粒很粗大，晶界发生局部熔化，氧化性气体侵人晶界并使其氧化，结果使钢的强度和塑性大大降低，锻造时一打就碎（见图片5-7）。过烧的钢断口粗糙，类似豆腐渣状，显微组织中出现荣氏体（图片5-8）。该类钢过烧后，晶粒粗大，晶界上一次碳化物角状化（见图片3-11），材料的工艺塑性下降。
W18Cr4V 过烧引起的锻裂
图片 5-8 锻裂处过烧的组织 250×
图片3-11 W18Cr4V钢的过热组织 500×
由于钢在结晶时的严重区域偏析，铸锭和轧材的表面和中心的化学成分有相当大的差异，中心部位的碳含量、合金元素含量及夹杂都比较多，而表面较少。因此，钢材表面和中心的结晶终了温度（也就是熔化温度）是不同的。对于W18Cr4V 高速钢来说，表面部分的始熔温度约高于1350℃，中心部分约低于1300℃。中心部分碳化物的偏析等级愈高，熔化温度愈低。因此，当锻造加热温度高于1200℃，比如1230℃或者1250℃时，中心部位已接近熔化温度，特别是在一次碳化物边缘的高碳高合金元素含量部位或者低熔点杂质的部位，奥氏体强度很低，在锻打时易开裂。因此，为避免过热过烧，莱氏体高合金工具钢的加热温度应低于始熔温度，例如，W18Cr4V 高速钢的加热温度应不超过1200℃，最好是≤1180℃。
钨一钼系高速钢的加热温度还应低些。Cr12型钢应不超过1100℃。另外，加热和保温时间也不宜过长。一般预热时间1min/mm。高温加热时间0.5min/mm。
3. 裂纹
裂纹是莱氏体高合金工具钢锻件最常见的一种缺陷。加热、变形、操作和锻后冷却不当等均可能产生裂纹。
锻造变形过程中常发生的锻裂形式有：对角线裂纹、侧表面裂纹、角裂和内裂等（图片5-9、图片5-10）。
图片5-9 W18Cr4V钢在750kg 空气锤上轴向反复镦拔后形成的十字裂纹
图片5-10 W18Cr4V钢在750kg 空气锤上滚圆时形成的中心轴向裂纹
对角线裂纹和中心裂纹在莱氏体高合金工具钢拔长时常易产生，尤其是采用轴向反复镦拔工艺时更是如此。由于轴心部分质量较差和两端面长时间与锤头和下砧面接触，温降快、塑性差，拔长时易先从端面处开裂。
关于引起对角线裂纹和中心裂纹的变形力学方面的原因见各主要成形工序中常见的缺陷与对策中的拔长过程中常见的缺陷和对策，这两种裂纹的产生，还与坯料和加热情况等有关。
棒材中心的质量较周边差，中心部分碳化物偏析较严重，并且坯料愈粗，其质量愈差。如果坯料低倍疏松级别（这里指由于碳化物剥落而形成的中心疏松）大于1级，则很易锻裂，因此中心疏松一般规定不超过贝级。用一般拔长方法常常产生裂纹时，可以用型砧或在摔子里进行拔长。但用这种方法改善碳化物不均匀性的效果不太理想，故总的镦拔次数应增加。
加热质量好坏是影响锻造质量的一个重要因素。若加热温度过高，保温时间过长，将使材料过热，塑性降低；若加热速度过快，保温时间过短，则材料尚未热透，锻造时变形不均匀性加剧，也容易产生上述两种锻裂。但是，在这两种情况下的断口是不一样的，前一种（过热时）断口较粗糙，后一种断口较光洁。
高速钢在 800～900℃之间有相变，塑性较低，而且由于它含有大量的合金元素，再结晶温度较高，故终锻温度不宜过低，否则容易锻裂。但是，终锻温度也不宜过高。
为避免莱氏体高合金工具钢锻造变形时产生开裂，除了要保证坯料质量、加热质量和合适的锻造温度外，锻造时还应当注意下列几点：
1）打击不宜过重，必要时先铆镦，然后再镦粗，以便减小镦粗时的鼓肚；
2）拔长时相对送进量取0.5～0.8，避免在同一处重复锤击；
3）采用“两轻一重”的锻造方法，即开始和终了时轻击，950～1050℃时重击；
4）每次镦粗后拨长时，应先拔上端面，因为下端面与下砧接触时间长，冷却快，易锻裂（见图片5-11），先锻上端面，可以利用锻件本身的热量，使下端面温度得到一些回升。另外，开始锻造时，砧面应预热；
图片5-11 与下砧接触时间过长，使温度降低所引起的锻裂
5）对中心疏松较严重的材料，可用型砧或摔子进行拨长。圆柱形锻件的最后修光，最好在摔子内完成；
6）勤倒角，以避免温差和附加拉应力引起角裂。镦粗出现弯曲时，应立即校直。锻造过程中发现裂纹，应及时铲除；
7）砧子转角处应倒成适当的圆角。
莱氏体高合金工具钢锻后冷却过快时由于温度应力和组织应力较大，容易产生开裂，因此锻后应缓慢和均匀地冷却：堆冷、灰冷或砂冷，必要时进行炉冷。
荣氏体工具钢锻件在冷却到室温后心部金属由奥氏体变成马氏体时体积膨胀，表层金属受拉应力，这时表层已是淬硬的马氏体，塑性很低容易开裂，尤其当锻件尺寸较大时更是这样。由于心部残余奥氏体转变为马氏体要持续一段时间，所以莱氏体工具钢锻件应在24h 之内进行退火。退火的目的是消除内应力，增加工件韧性，降低硬度以便于加工。高速钢退火时必需装箱、密封，使其不产生氧化和脱碳。退火曲线见图5-5。
图5-5 高速钢退火曲线
Cr12型钢由于沿晶界和晶内有大量坚硬的碳化物存在，锻造时热效应比较严重，加之，其共晶温度低，因此，比高速钢更容易产生锻造过程中的过热和过烧现象。为此，在锻造操作中发现有升温现象时，应及时减轻锤击力量或稍停一会儿，待坯料逐渐冷却至正常锻造温度后，再增大锤击力。
由于Cr12型钢的锻造温度范围较窄，故每火次的变形量不能太大。
4. 萘状断口
萘状断口是一种脆性穿晶断口（图片5-12）。断口上有许多取向不同、比较光滑的小平面，像带状晶体一样闪闪发光。高速钢终锻温度过高、最后一次变形落入临界变形区和锻后的退火时间不充分时，就常形成萘状断口；连续两次淬火（中间不进行退火）时，也常易产生萘状断口。
图片5-12 W18Cr4V终锻温度过高引起的萘状断口
萘状断口使高速钢的韧性降低。使用时，刀具易崩刃。
为防止萘状断口，最后一次的终锻温度应低于950℃，一般应控制在900～950℃之间，而且最后一火应有足够的变形量。当发生意外情况，在最后一火没有完工的锻件，允许加热再锻，但加热温度不要超过1000℃。如需第二次淬火时，应进行中间退火。