1.高速钢冶金缺陷引起锻造裂纹

　　高速钢属莱氏体钢，含有大量合金元素，形成大量共晶碳化物和二次碳化物。不良碳化物硬而脆，是脆性相。共晶碳化物呈粗大骨骼状或树枝状分布于基体，破坏了 组织连续性。钢锭虽经开坯压延和轧制，碳化物有一定程度碎化，但碳化物偏析依然严重，沿轧制方向呈带状、网状、大颗粒状和堆集状分布。碳化物不均匀度随原 材料直径和厚度增加而严重。共晶碳化物相当稳定，常规热处理无法消除，导致锻造时应力集中，成为裂纹源。原材料存在组织疏松、缩孔、气泡、白点、粗晶、内 裂和非金属夹杂，急剧降低钢材热塑性和强韧性，加之，高速钢导热性差，仅为碳钢的三分之一，因热塑性差，变形抗力大，锻造第一锤重击即可碎裂。措施。严格 原材料入库和投产前材质检验，合格钢材方可投产;选用小钢锭开坯轧制各种规格原材料，选用二次精炼电渣重熔钢锭，具有纯度高，杂质少，晶粒细，碳化物小， 无偏析，等向性能优，化学成分和组织均匀等特点，对原材料进行科学合理锻造，击碎不均匀共晶碳化物脆性相，使之≤3级，变不均匀共晶碳化物脆性相为强化相，发生质的飞跃;锻坯应充分预热，均匀加热，充分透烧，勤翻动坯料和采用轻--重--轻双十字形变向镦拔镦造法，先镦后拔次序操作等措施，有效避免锻造碎裂。

　　2.对角线锻裂和过热淬火裂纹

　　因原材料有中心疏松和碳化物剥落等缺陷聚集扩展形成粗糙对角线裂口;锻坯加热温度过高，出现粗晶组织，降低钢材强韧性。锻坯温度过低，材料热塑性差，变形 抗力大;拔长操作时送进量过大，引起锻件横向展宽塑性变形过度等因素，引发锻件对角线裂纹。高速钢过热、过烧组织引发淬火裂纹--因晶粒显著粗化，出现碳 化物粘连、角状和拖尾状及沿晶界呈全网状、半网状和连续网状分布;钢组织内部局部熔化，出现黑色组织或共晶莱氏体，形成过热组织，显著降低钢的强韧性，易 应力集中，是引起淬火裂纹的主要因素。因淬火加热温度过高，控温仪表失灵;原材料存在大量角状碳化物和碳化物不均匀度等级太高，易产生大的应力集中等上述 原因，均会导致淬火裂纹。

　　措施。依据锻坯对角线区域温度变化调整锤击频率，避免因“热效应”造成塑性变形区温度过高;拔长时送进长度与坯料高度之比≯1，可减少横向展宽和防止同一部位连续重击、连击，压下量应适度，断面尽量方正和选用合适的锻压设备等措施，可有效避免锻件对角线裂纹。

　　材料入库和投产前检查材质是否合格，确保原材料无宏观冶金缺陷;控制共晶碳化物≤3级，呈细、小、均匀分布于钢基体;模具淬火前用试片校验高温盐浴炉温度，核实晶粒度等级与淬火加热温度关系;采用微机控温，达到测温精度±3℃和加强科学生产管理等措施，能有效防止和避免因热组织产生的淬火裂纹。

　　3.锻件纵向表面裂纹和萘状断口与淬火裂纹

　　因原材料表面存在显微裂纹和锻造过程被拉长和扩展;矩形截面长、宽比过大，拔长时形成横向弯曲，导致宽侧表面产生细而浅，长短不一呈纵向分布的表面裂纹; 锻件表面温度过低，热塑性急剧降低，塑性变形抗力大;锻后冷速过快和锻后室温停留时间过长等因素，均会导致锻件表面纵向裂纹。萘状断口是高速钢常见组织缺 陷，易引发淬火裂纹。其断口呈鱼鳞状，美似大理石，象萘一样闪光，断口极粗糙，晶粒可达!1mm，钢的脆性大，强韧性低劣，高温奥氏体化加热和淬火时应力集中大，导致产生淬火裂纹。当热、锻、轧或压延热加工时，经1050℃～1100℃高温奥氏体化热塑性变形在5%～10%临界变形和精锻温度不当及重复淬火时未经中间退火，或退火不充分等因素，均会导致高速钢形成脆性大的萘状断口，导致淬火时产生裂纹。

　　措施。锻前磨去原材料表面斑痕、氧化皮、微裂纹、折迭等缺陷，再经探伤合格后投产;拔长时，截面长、宽比≥3的锻坯，不得发生横向弯曲，出现后及时在高温下校直;锻后坑冷、灰冷、炉冷，或乘高温余热退火，避免产生延时裂纹等措施，能有效消除锻件表面纵向裂纹。

　　科学合理制订精锻温度，严格控制终锻温度在950℃～1000℃之间和锻后缓冷与及时退火;对组织粗大原材料进行晶粒超细化处理等措施，能有效抑制高速钢脆性萘状断口形成，避免产生淬火裂纹。

　　4.锻件端面裂纹与模具设计不当淬火裂纹

　　端面裂纹短而浅，多产生于拔长和倒角镦粗过程。因原材料中心有组织疏松、孔隙、气孔、碳化物剥落和严重偏析;镦拔过程重击、连击和大变形量引起“热效应 ”，使锻件心部温度急剧升高，导致组织过热、过烧、晶粒粗大，急剧降低材料强韧性，增加脆性;锻坯端面接触下砧时间过长，表面温度降至相变温度以下，热塑 性差，变形抗力大等因素，将导致锻件端面裂纹形成。

　　当模具设计不良，厚薄悬殊不均匀，有棱角锐边、尖角、切槽、凸台等形状突变，易产生切口效应;冷切削加工表面粗糙，刀纹较深、碰伤和打印记等处，均会导致 淬火时应力集中，从而诱发淬火裂纹;淬火前冷加工时存在较大内应力，尤其是经磨削加工模具有较大内应力未消除和淬火加热与冷却时形成多种应力迭加，当应力 超过该材料强度极限时，便形成淬火裂纹。

　　措施。材料入库和投产前进行化学成分和低倍组织检查，合格钢材方可投产;依据锻坯热塑性变形温度，调整打击力和打击频率，避免“热效应”反应;锻坯端面与 下砧接触时间不宜过长，防止降温至锻造温度以下;由镦粗改为拔长时，先从坯料接上砧的端面开始，若发现端面有裂纹应立即磨去后续锻等措施，能有效避免锻件 端面裂纹。

　　改进设计，形状尽量对称，布局应合理，避免应力集中，适于淬火和防止模具畸变;模具壁厚均匀化，厚处设工艺孔，薄处增加筋条，变化悬殊处制成斜坡;棱角、 直角、尖角和锐边制成圆弧形，孔隙出口和入口倒角，变不匀称为匀称，变不对称为对称;冷切削加工应达到设计要求表面粗糙度，避免粗糙刀纹与打印记，以万能 笔书写代打印记，模具最终淬火前退火，消除冷加工内应力，采用分级淬火、等温淬火等工艺措施，有效避免因设计不当产生的淬火裂纹和畸变。

　　5.锻件表面与内部横向裂纹及氢脆裂纹

　　锻件冷却最快的棱角多发生方向与纵轴呈垂直分布表面横向裂纹。因原材料表面有凹坑、气孔、结疤、孔隙、折迭引起;锤砧圆角半径过小，拔长时在侧面形成清角 锤痕在棱角处重合，则在棱角处形成横向裂纹。当拔长进给量过小而压下量过大，易在表面形成折迭裂纹。锻件内部横向裂纹靠近纵轴，方向与纵轴呈垂直分布，因 拔长送进长度与锻件厚度之比≤0.4时，在热塑性变形区内锻不透，产生较大拉应力，当应力超过该材料强度极限时，便形成内部横向裂纹，一般此裂纹接近轴心。

　　高速钢酸洗、电镀侵入钢中初生态氢原子变为氢分子[H2]时发生体积膨胀，产生巨大压力，便在钢的晶界形成显微裂纹，便是氢脆裂纹。酸洗是金属氧化物和酸的化学反应，它使金属氧化物变成可溶性盐，脱离金属表层，淬火高速钢有强烈的酸洗氢脆龟裂倾向。通常用硫酸(H2SO4)和盐酸(HCl)酸洗某些模具，化学反应式：

　　FeO+H2SO4≒FeSO4+H2O

　　FeO+2HCl≒FeCl2+H2O

　　Fe+H2SO4≒FeSO4+H2↑

　　Fe+2HCl≒FeCl2+H2↑

　　措施。彻底清除原材料表面缺陷;锻件拔长时，其压下量和进给量协调均匀，送进长度应大于单面压下量1.5～2.0倍;锤钻圆角半径适度和表面应光滑;镦后应缓冷和及时退火消除应力等措施，既有效消除锻件表面和内部横向裂纹。

　　酸洗时，当产生过量初生态氢原子[H]时，产生巨大应力，导致模具表面产生大量微裂纹而报废。必须严格控制酸液浓度、温度和时间，消除过量初生态氢原子，模具酸洗和电镀4h内进行(190～200)℃×(2～4)h低温时效，以便释放氢气等措施，有效消除氢脆裂纹。

　　6.锻件中心裂纹和冷处理裂纹

　　锻件中心裂纹在圆截面心部，裂口深而宽，呈平行纵轴分布，常在机械加工车内孔时发现。因原材料心部组织疏松、孔隙、夹杂、偏析和粗大块状共晶碳化物等缺 陷;滚圆过程产生大的横向拉应力和扩大了方截面倒棱与拔长时形成的初生裂纹;锻造温度过高和始锻温度时重击、连击及过大锻造比和变形量，导致发生“热效应 ”，促使心部组织过热、过烧和局部熔化所致。

　　高速钢经高温奥氏体化，保温后在≥该钢临界冷却速度淬火，得到淬火马氏体组织，约有30%～40%过冷奥氏体未转变，成为残余奥氏体，若施以-60℃～-126℃冷处理，即是淬火继续，促使残余奥氏体转变为淬火马氏体，钢件发生体积膨胀，产生很大相变二次淬火组织应力，与第一次淬火应力迭加，当迭加应力大于该钢强度极限时，便产生二次淬火冷处理裂纹。

　　措施。严格原材料入库和投产前表面与内部质量检查，合格后方可投产;预先铆锻，使锻坯呈两头粗、中间细腰鼓状再镦粗、滚圆;拔长和倒棱时防止方截面产生中心裂纹等措施，有效避免锻件中心裂纹。冷处理前将淬火模具在100℃沸水煮30～60min，或低温时效1h。试验表明，此法可消除20%～30%淬火内应力，但此时残余奥氏体稍趋稳定化，经冷处理后仍可保留2%～5%残余奥氏体，残余奥氏体又软又韧，能吸收淬火马氏体急剧膨胀能量，松驰应力，缓和相变应力;冷处理后将高速钢模具投入室温水或热水中升温，可消除50%～60%冷处理应力;或采用多次高温回火，促使残余奥氏体转变为回火马氏体等措施，有效防止和避免冷处理裂纹产生。

　　7.圆锻件表面纵向和横向裂纹与磨削裂纹

　　表面纵向裂纹在圆锻件侧表面上，裂纹较宽，深浅不一，略平行于纵轴，常在镦粗时产生。表面横向裂纹在圆锻件侧表面上，裂纹较宽而深且较长，呈横向分布，常 在锻件退火后发现。因原材料表面有折迭、斑疤、疏松和纵向、横向磨痕;锻造加热温度过低，保温时间不足和侧表面胀鼓热塑性变形过大;锻件拔长时侧表面形成 较深锤痕、折迭和镦粗时形成纵向、横向汇流折迭，因铆锻过度所致;锻件锻后冷却过急和退火不及时等诸因素，均会导致圆锻件侧表面纵向和横向裂纹。

　　高速钢磨削裂纹常发生在磨削冷加工过程中，裂纹细而浅，多数与磨削方向垂直，类似淬火网状裂纹，但形成原因各不相同。当磨速度高，进刀量大，冷却不良，促 使磨削表层金属温度急剧升至淬火加热温度，在随之磨削液冷却造成金属表层二次淬火，生成二次淬火应力;当原材料存在严重碳化物偏析和淬火高速钢有较多残余 奥氏体未转变，促使其转变为淬火马氏体，体积膨胀，应力增大，回火时消除不充分，与磨削加工二次淬火应力迭加，导致磨削二次淬火表层裂纹形成。

　　措施。锻前彻底清除原材料表面裂纹和其它所有宏观缺陷;高速钢锻造原材料长度与直径比≤2.5为 宜;镦粗前先进行铆锻，以减少镦粗时的变形，铆锻可避免拔长时形成明显锤痕和折迭;锻坯加热宜低温入炉，充分预热，均匀加热，勤翻动坯料，防止表熟里生、 里熟表生、阴阳面和两头白而中间黑等“夹生”加热缺陷;锻后缓冷并及时退火等措施，有效避免圆锻件侧表面纵向和横向裂纹。

　　降低磨削速度和磨削量，选用较缓和磨削冷却液，严格原材料入库和投产前材质检验;控制共晶碳化物级别≤3级，超过3级者应改锻，达到级别要求;正确制订热处理工艺，避免过高的奥氏体淬火加热温度，采用分级淬火、等温淬火和较缓和理想淬火冷却介质;进行多次高温回火，降低组织应力、热应力和残余奥氏体量等工艺措施，消除磨削裂纹产生。

　　8.模具内孔碳化物剥落与二次淬火裂纹

　　碳化物剥落破坏了金属组织连续性和形状尺寸，其性质与裂纹相似。该缺陷发现于车内孔或成品模具淬火后，多发生于外形尺寸较大圆饼锻件;因原材料有严重带 状、网状、块状和堆集状碳化物，在镦粗过程中被压缩、聚集、折迭与基体结合力极差，脆性大，在车内孔和淬火时脱落，失去尺寸精度报废。

　　高速钢高温淬火后具有高温回火二次硬化特性，第一次高温奥氏体化淬火保留约有30%～40%残 余奥氏体，接着高温回火，在回火冷却过程中发生残余奥氏体转变为二次淬火马氏体，有较大组织应力;若用火焰或高频快速加热回火，导致表层金属发生收缩，而 内层依然是比容较大马氏体组织，处于膨胀状态，促使表层产生较大拉应力，与一次、二次淬火应力迭加，因回火不当产生二次淬火裂纹。钢件表面脱碳将加速裂纹 形成。

　　措施。对高速钢原材料进行锻造，采用四镦四拔双十字形变向镦拔锻造，有力击碎共晶碳化物，使之≤3级，呈细、小、匀分布于钢基体，变不均匀碳化物脆性相为强化相，发生质的飞跃。选用电渣重熔钢、真空冶炼钢代替一般熔炼。采用上述等措施，能有效消除高速钢碳化物剥落。

　　留足冷加工余量，去除原材料脱碳层，在保护气氛炉、真空电炉或经充分脱氧盐浴炉加热模具，防止氧化脱碳;高速钢模具淬火冷至该钢Ms点附近取出，转入缓和冷却介质或硝盐浴等理想冷却介质淬火;高速钢模具淬火后高温回火应≤100℃低温入炉，缓慢升温至≤300℃ 后可随炉升温至所需回火温度，保温后出炉空冷至室温，避免回火后水冷或油冷，防止产生大的应力发生裂纹和畸变。总之，淬火后及时回火，防止淬火应力萌生与 扩展;充分回火，获得稳定组织性能;多次高温回火，促使残余奥氏体充分转变为回火马氏体和充分消除二次淬火应力;较长时间回火，提高抗断裂韧性和综合机械 力学性能等措施，能有效消除二次淬火裂纹产生。

　　9. 锻件冲孔和电火花加工裂纹

　　该裂纹位于锻件冲孔后的孔周边棱角上，呈放射状径向分布。因冲孔时锻件表面温度低，热塑性差，变形抗力大;凸模和锤钻未预热和凸模锥度大等因素，导致锻件冲孔周边裂纹产生。

　　火花放电时，被熔化金属放电处有少部分残留在电蚀坑周边。电火花加工在油或水中进行，脉冲放电结束后迅速冷却凝固和收缩产生极大拉应力，由于原应力场重新分布，形成厚约0.02～0.10mm熔化变质层呈树枝状结晶铸态组织，在随后冷却变质层形成二次高温淬火硬化层，有大量极稳定的残余奥氏体。变质层收缩产生的拉应力与变质层第二次高温淬火应力迭加，变质层便产生微裂纹，且随线切割电火花加工电气参数加大，显微裂纹加深增大。

　　措施。选用端部带有倒棱凸肩的凸模，冲孔的同时对孔周边的棱角进行倒棱，防止尖角处局部降温和改善该处热塑性金属应力分布;冲孔锻件温度不得低于锻造温度 和冲孔前预热锤砧及工具;冲孔锻件应缓冷，并及时退火等措施，能有效消除冲孔周边裂纹。线切割电火花加工前应充分消除模具内应力;严格控制电气参数，留足 磨削抛光余量或磨去变质层;线切割完工后进行(150～200)℃×(2～4)h消除应力回火等措施，有效消除线切割电火花加工显微裂纹产生。

　　总之，经综合治理，选用电渣重熔精炼钢制造模具，优化锻造和热处理工艺，消除高速钢模具锻造和淬火裂纹和早、中期失效，大幅度提高速钢模具使用寿命，优质高产，产品有美观商品表面，创名牌，给企业带来生机和兴旺，技术经济效益显著。

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