1、過熱、過燒    (一)概述    鍛造工藝過程中，如果加熱溫度控制不當常常容易引起鍛件過熱的現象。過熱將引起材料的塑性、沖擊韌度、疲勞性能、斷裂韌度及抗應力腐蝕能力下降。例如 18CrZNi4WA鋼嚴重過熱后，沖擊韌度由0.81.OMJm2下降為0.5MJ/m2。    一般認為，金屬由于加熱溫度過高或高溫保溫時間過長而引起晶粒粗大的現象就是過熱。至于晶粒粗大到什么程度算過熱，應視具體材料而有所不同。碳鋼（包括亞共折鋼和過共折鋼）、軸承鋼和一些鋼合金，過熱之后往往出現魏氏組

2、織（圖片8-56）；馬氏體和貝氏體鋼過熱之后往往出現晶內織構組織（見圖片3-10）； 1Cr18Ni9Ti、1Cr13和Cr17Ni2等不銹鋼過熱之后相（或鐵素體）顯著增多；工模具鋼（或高合金鋼）往往以一次碳化物角狀化為特征判定過熱組織（見圖片3-11）。鈦合金過熱后出現明顯的晶界和平直細長的魏氏組織（圖片8-423），這些通過金相檢查便可以判定。對鋁合金的過熱現在沒有明確的判定標準。圖片8-56過熱的魏氏組織 100×圖片3-10 20Cr2Ni4A鋼模鍛件晶內織構 320×圖片3-11 W18Cr4V鋼的過熱組織 500×圖片8-423 過熱的魏氏組織 500

3、×      一般過熱的結構鋼經正常熱處理（正火、淬火）之后，組織可以得到改善，性能也隨之恢復。但是CrNi、CNiMo、CrNiW、CrNiMoV系多數合金結構鋼嚴重過熱之后，沖擊韌度大幅度下降，而且用正常熱處理工藝，組織也極難改善，因此對過熱組織，按照用正常熱處理工藝消除的難易程度，可以分為不穩定過熱和穩定過熱兩種情況。不穩定過熱是用熱處理方法能消除所產生的過熱組織，亦稱一般過熱；穩定過熱是指經一般的正火（包括高溫正火）、退火或淬火處理后，過熱組織不能完全消除。合金結構鋼的嚴重過熱常常表現為穩定過熱。碳鋼、9Cr18不銹鋼、軸承鋼、彈簧鋼中

4、也發生類似情況。    過燒，加熱溫度比過熱的更高，但與過熱沒有嚴格的溫度界限。一般以晶粒邊界出現氧化及熔化為特征來判定過燒。如對碳素鋼來說，過燒時晶界熔化、嚴重氧化（見圖片3-12），工模具鋼（高速鋼、Cr12Mo等鋼）過燒時，晶界因熔化而出現魚骨狀萊氏體（見照片5-8）。鋁合金過燒時，出現晶界熔化三角區和復熔球等現象（見圖片3-13）。鍛件過燒后往往無法挽救，只好報廢。圖片3-12 50A鋼過燒組織（4%硝酸酒精溶液腐蝕） 150×圖片5-8 鍛裂外過燒的組織 250×圖片3-13 LY2合金的過燒組織 500× 

5、60;  下面側重介紹穩定過熱的機理及影響的因素。在此基礎上簡要介紹過熱對力學性能的影響，過熱、過燒的鑒別方法以及防止措施。    應當指出，這里討論的穩定過熱是對有同素異構轉變的鋼而言的。對沒有同素異構轉變的金屬材料根本不存在這種問題，因為只要過熱就是穩定的，用熱處理的辦法不能消除。對于有同素異構轉變的鋼，明確提出穩定和不穩定的概念，對指導鍛壓和熱處理工藝具有重要的實際意義，因為在實際生產中，有時將穩定過熱的鍛件按不穩定過熱的情況進行處理，結果，穩定過熱引起的缺陷組織遺傳在零件中，降低材料的性能，甚至在使用中造成嚴重事故。 

6、;   （）鈦合金和（）銅合金雖有同素異構轉變，但過熱之后也不能用熱處理方法消除，性能顯著下降。一些雙相不銹鋼，如 1Cr18Ni9Ti、1Cr13、Cr17Ni2等，過熱之后相 （或鐵素體）顯著增加，使性能降低，用熱處理方法也不易改善和恢復。    在鋼中引起穩定過熱的機理有兩種：由析出相引起的穩定過熱；由于晶粒遺傳（組織遺傳）引起的穩定過熱。    （二）析出相引起的穩定過熱    1.析出相引起的穩定過熱的機理   &#

7、160;                  鋼在奧氏體區加熱，隨著溫度升高，奧氏體晶粒粗大，特別是在機械阻礙物大量固溶于奧氏體以后，晶粒迅速長大，高溫固溶于奧氏體的第二相（例如硫化錳），在冷卻過程中沿原高溫奧氏體晶界（或孿晶界）析出。由于它們的固溶溫度高（一般都在 1000以上），因此，一般熱處理（淬火、退火、正火）時，在較低的奧氏體化溫度（除萊氏體工具鋼外都低于930）下，不再溶入基體。因此，這些第二相的分布、大小、形態和數

8、量不會有多大程度的改變或基本不變，形成了穩定的原高溫奧氏體晶界（或孿晶界）。概括起來就是：穩定過熱是指鋼過熱后，除原高溫奧氏體晶粒粗大外，沿奧氏體晶界（或李晶界）大量析出第二相質點或薄膜，以及其它促使原高溫奧氏體晶界（或孿晶界）或其它過熱組織穩定化的因素，這種過熱用一般熱處理的方法（擴散退火除外）不易改善或不能消除。    存在有穩定過熱組織的零件受力時，沿晶界（或孿晶界）析出的第二相質點，常常是促成微觀裂紋的起因，引起晶界弱化，促使沿原高溫奧氏體晶界（或孿晶界）斷裂（尤其當基體韌性較好時）。圖片3-14為裂紋沿有析出相的原奧氏體晶界擴展的情況。過熱溫度越高，高溫

9、穩定相固溶的越多，晶粒越粗大，冷卻時析出的密度也愈大。這樣的過熱組織也愈穩定，晶界弱化也愈嚴重。圖片3-14 斷裂沿析出相網絡擴展 160×    近年來研究結果表明，引起穩定過熱的析出相不僅有硫化物（MnS），還有碳化物，氮化物、硼化物（M23CB）以及碳氮化鈦（TiCN）、硫碳化鈦（Ti2SC）等。      例如 CrNi、CrNiW和CrNiMo系合金結構鋼穩定過熱后，大量析出的主要是較細的MnS、圖片3-15為35CrNiMo鋼過熱石狀斷口，圖片3-16為石狀斷口過熱小平面微觀形態，是

10、以MnS為顯微裂紋核心的沿晶孔坑型斷裂。圖片3-15 35CrNiMo鋼石狀斷口圖片 3-16 石狀斷口的微觀形態 5000×    除合金結構鋼出現穩定過熱外，在碳鋼、9Cr18不銹鋼、GC15軸承鋼、60SiMo彈簧鋼、高速鋼等鋼種也常出現這種缺陷，而且不僅沿奧氏體晶界析出，沿孿晶界也有析出。    形成穩定過熱的充分和必要條件是：高溫加熱使奧氏體晶粒粗化；冷卻后沿原高溫奧氏體晶界（或孿晶界等）大量析出高溫穩定的第二相或者存在其它促使原高溫奧氏體晶界穩定和弱化的因素。必須指出，單純奧氏體晶粒粗化引起的

11、過熱只是一種不穩定過熱；而奧氏體晶粒不粗大，單純由大量第二相沿晶界析出引起的原奧氏體晶界弱化不屬于過熱問題。    2.影響穩定過熱與不穩定過熱的主要因素    由析出相引起的穩定過熱程度，主要取決于析出相的成分和析出的密度。因此，影響穩定過熱與不穩定過熱的主要因素除與加熱溫度高低和保溫長短有關外，還主要和鋼的化學成分、鋼中微量元素（包括雜質元素）及含量、過熱后的冷卻速度、鍛造變形程度等有關。    奧氏體晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，則沿晶界封閉的愈完整。如

12、果沿奧氏體晶界析出的密度小或不完全封閉，則穩定性小。因此，在奧氏體晶粒大小一定的條件下，沿原高溫奧氏體晶界析出相的密度大小，就決定著穩定程度的大小。如果析出相的質點很大，但密度極低，也不易形成穩定過熱。    （1）鋼的化學成分及微量元素的影響    由前面的例子中可以看出，鋼的化學成分決定著析出相的種類，例如CrNi、CrNiMoV、CrNiW系合金結構鋼中的析出相是MnS；25MnTiB鋼中由于Ti與S比Mn與S有更大的親合力，主要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不銹鋼中主要析出一次碳化物。

13、    不同成分的析出相固溶于奧氏體中的溫度不同，因而對穩定程度有重要影響。例如MnS、AlN大量固溶的溫度約在1200左右，TiCN的固溶溫度在1350左右，Ti2SC在1350時還沒有固溶。9Cr18不銹鋼的一次碳化物固溶溫度也在1000以上。析出相的固溶溫度愈高，高溫愈穩定，形成穩定過熱的敏感性則愈低，但一經固溶和析出后，則很難消除。    稀土元素減少形成穩定過熱與不穩定過熱有重要影響。例如25MnTiB鋼中，當RE/S=1.52時，由于形成高溫下穩定顆粒狀稀土硫化物，可以細化13501400以下的奧氏體晶

14、粒，減少原奧氏體晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，降低過熱敏感性。    （2）過熱后冷卻速度的影響    過熱后冷卻速度對是否形成穩定過熱及其穩定程度有重要影響，它影響著析出相的數量和密度。冷卻速度過快，第二相可能來不及沿晶界析出；冷卻速度過于緩慢則析出相聚集成較大的質點，這兩種情況均不易形成穩定過熱。只有在第二相充分析出而又來不及聚集的冷卻速度下才易形成穩定過熱。因此相對的中等冷卻速度最易形成穩定過熱。    （3）塑性變形及熱處理對穩定過熱的影響塑性

15、變形可以破碎過熱形成的粗大奧氏體晶粒并破壞其沿晶界析出相的連續網狀分布，因此可以改善或消除穩定過熱。    40MnB鋼自1150直接空冷和經熱軋后空冷呈現兩種不同的斷口情況。直接空冷的坯料原奧氏體晶粒粗大，析出相呈粗大的網狀分布，經調質處理后為石狀斷口。而經熱軋后空冷的原高溫奧氏體晶粒細小，析出相分散，經調質處理后為纖維狀斷口。試驗表明已經形成穩定過熱，呈現石狀斷口的 18Cr2Ni4WA和 45鋼，經重新加熱改鍛，當鍛造比大于 4時，可基本消除穩定過熱的組織，獲得正常的纖維狀斷口。    用熱處理方法改善或消除

16、穩定過熱是困難的，有時是不可能的。某些合金結構鋼的試驗表明：只有輕度穩定過熱（即析出相密度較小，在斷口上呈現細小，分散的石狀情況）經二次正火或多次正火可以改善或消除。對于一般的穩定過熱（在斷口上分布的石狀較多，石狀尺寸較大）需經多次高溫擴散退火和正火才可能得到改善，而對于較嚴重的穩定過熱（石狀較大、遍及整個斷面），多次長時間高溫擴散退人加正火也極難改善。    根據以上分析，為避免鍛件穩定過熱，從鍛造工藝方面有下列有效對策：    1）嚴格控制加熱溫度，盡可能縮短高溫保溫時間。加熱時坯料應避開爐子的局部高溫區。&#

17、160;   2）保證鍛件有足夠的變形量，一般當鍛造比為1.52時，便有明顯效果，鍛造比愈大，效果愈顯著。對模鍛件來說，如預制坯后需再一次加熱時，應保證鍛件各部分均有適當的變形量。    3）適當控制冷卻速度。    根據我們協同某廠解決炮尾鍛件石狀斷口的體會，恰當地采用上述對策，便可以有效地避免形成穩定過熱石狀斷口。    （三）晶粒遺傳引起的穩定過熱    按傳統的概念，鋼在加熱至正火溫度時即發生相變和

18、重結晶，使粗大晶粒得到細化。但是，有些鋼種（主要是馬氏體鋼和貝氏體鋼）過熱后形成的粗晶，經正火后仍為粗大晶粒（指奧氏體晶粒）。這種部分或全部由原粗大奧氏體晶粒復原的現象稱為晶粒遺傳。    馬氏體和貝氏體鋼鍛件，如果鍛造加熱溫度與停鍛溫度較高和變形程度較小，容易形成粗大的奧氏體晶粒，冷卻到室溫后，在原來的一顆顆粗大奧氏體晶粒內，由于相變形成許多顆小晶粒，這些小晶粒的空間取向與原來奧氏體晶粒的空間取向保持一定的關系。例如馬氏體的110面平行于奧氏體的111面，馬氏體的111方向平行于奧氏體的110方向。從一個奧氏體晶粒形成的許多馬氏體片與原奧氏體晶粒之間都

19、有著這種位向關系（見圖3-8和圖片3-10）。也就是說，形式上是一顆大晶粒分割成許多顆小晶粒，而實質上還是原來的一顆大晶粒。正火加熱時，這些小晶粒還原成原來的奧氏體晶粒，且空間取向基本上沒有多大的變化。正火冷卻時，一顆奧氏體晶粒又再次重新分割成若干個小晶粒。這樣，正火前（即鍛后）原來粗大的奧氏體晶粒經正火后形式上雖細化了（分割成許多小晶粒），但實質上由于很多小晶粒的位向與原來的奧氏體晶粒一致，由于在位向和大小上都繼承了原始粗大奧氏體晶粒，所以在性能與斷口上仍保留了原來粗大奧氏體晶粒的特征。這種粗大晶粒的遺傳，使材料的力學性能，特別是韌性明顯降低。由于這種晶粒遺傳現象，馬氏體鋼、貝氏 體鋼鍛件過

20、熱后的粗大奧氏體晶粒，用一般熱處理工藝不易細化。圖3-8  馬氏體、貝氏體鋼過熱組織加熱時的重結晶示意圖     產生晶粒遺傳的條件是：    1）加熱前的組織為奧氏體的有序轉變產物（馬氏體或貝氏體），它具有保留原始奧氏體晶粒取向的能力；    2）加熱至奧氏體化溫度時，鐵素體和奧氏體均不發生再結晶，保持晶粒位向；    3）針狀奧氏體得到充分發展。馬氏體、貝氏體組織在加熱相變時可能產生兩種奧氏體形態，即針狀（條狀）奧氏體和球狀奧氏體、針狀奧氏體與母相保持

21、一定的位向關系，才導致晶粒遺傳，而球狀奧氏體則不然。    某些珠光體類型的鋼，例如 38CrMoAlA鋼等，也易出現這種晶粒遺傳現象。38CrMoAlA鋼在退火狀態是珠光體加鐵素體，由于Cr和Mo的存在，使C曲線（S曲線）右移，尤其當存在成分偏析時，在空冷狀態下也常常得到貝氏體組織（局部）。經正火和調質后，該局部處組織仍明顯保留位向關系，奧氏體晶粒尺寸變化也不大。    1.影響晶粒遺傳的幾個因素    晶粒遺傳的程度與鍛件的過熱程度、變形程度、加熱速度、原始組織、化學成分等有關，分別介紹如下

22、：    （1）過熱程度    材料過熱程度愈嚴重，晶粒遺傳的程度也愈嚴重。由圖3-9中可以看到，加熱溫度愈高時，奧氏體晶粒愈粗大，合金元素固溶的愈充分，愈均勻，冷卻和以后加熱時，愈易按有序轉變的方式進行，保持位元向關系。圖 3-9 加熱溫度、熱處理及塑性變形對晶粒平均直徑的影響    （2）變形程度    塑性變形對消除晶粒遺傳有重要作用。由圖3-9還可以看到，經1250加熱后的坯料，  經66的變形后晶粒明顯細化。這不僅是

23、由于塑性變形時破碎了晶粒，打亂了組織的方向性，而且提供了足夠的畸變能以滿足晶粒細化時晶界能增加的需要。于是，在正火加熱溫度稍高于相交點時將促使按無序轉變的方式形成奧氏體，破壞了原來的空間取向，所以相變后晶粒將得到充分的細化。    在實際生產中，鍛件過熱和局部區域處于小變形或臨界變形的情況是經常存在的。因此，鍛件中晶粒遺傳的情況是經常出現的。    （3）加熱速度    .薩多夫斯基在他的鋼的組織遺傳性一書中認為鋼的晶粒遺傳與臨界區的加熱速度有關。在合金結構鋼中，原始組織為馬

24、氏體時，緩慢加熱（150min）和極快速加熱（100500s）時都易出現晶粒遺傳。但在某些中間加熱速度（10min100s）時，晶粒遺傳性不存在。在實際生產中，100150s的極快加熱速度是很難達到的。因此，這里僅討論緩慢加熱和較快速加熱對組織遺傳的影響。    緩慢加熱時，由于過熱度小，相變驅動力小，球狀奧氏體不易形成，只能形成針狀奧氏體，它產生于條束邊界，并沿著條的方向幾乎一致地排列起來，隨著溫度升高和保溫時間延長，針狀奧氏體合并成粗大晶粒，即出現晶粒遺傳。    較快速加熱時，由于過熱度大，相變驅動力大，除了

25、在條束邊界產生針狀奧氏體外，還在舊的奧氏體晶界和條柬邊界產生球狀奧氏體，而且隨著加熱速度的提高，球狀奧氏體所占的比例也越大，從而使晶粒遺傳性降低。    加熱速度不僅影響相變驅動力，而且還影響相變硬化效應的大小和再結晶溫度的高低，從而影響晶粒遺傳性。緩慢加熱時，相變硬化的效應相對低些，而且在高溫下相變應力部分地得到松弛，從而提高再結晶溫度，增大晶粒遺傳的傾向。例如 9Cr2Mo鋼預先過熱到1250，重新加熱時，如采用緩慢速度（20/h）加熱，奧氏體再結晶溫度為 10801090。而快速加熱時，則為940990（相差約100），較易發生再結晶，故減小晶粒遺

26、傳性。    （4）原始組織    原始組織對晶粒遺傳性有較大影響，晶粒遺傳主要發生在馬氏體、貝氏體組織中，而鐵素體一珠光體組織一般不發生晶粒遺傳。    在具有位的組織（馬氏體、貝氏體）中，貝氏體組織在加熱時最不利于球狀奧氏體形成，因此，貝氏體組織的晶粒遺傳性最嚴重。這是由于：貝氏體的形成溫度高于馬氏體，它的位元錯密度和儲藏能比馬氏體低。貝氏體是一種比馬氏體較為穩定的組織，在加熱時，貝氏體保持其形態結構的穩定性遠比馬氏體為高；貝氏體加熱相變時，其相變硬化效應比馬氏體低，故再

27、結晶溫度高，晶粒遺傳性嚴重。    （5）化學成分    化學成分對晶粒遺傳有較大影響，它是通過形成一定的組織結構和組織狀態來實現的。使C曲線右移，促使形成馬氏體、貝氏體的合金元素（如 Cr、Ni、Mo等）易引起晶粒遺傳，強烈形成碳化物的元素（如Ti、V、Nb等）對晶粒遺傳的影響更為顯著。這是由于Ti、V、Nb等形成的碳化物、氮化物沉淀在條束間以及原始奧氏體晶界，由于它們的穩定性高，在重新加熱時不易溶解，于是，就容易把馬氏體、貝氏體的輪廓和原始奧氏體晶界固定下來。在相變時，這些高溫穩定的化合物抑制再結晶，于是奧氏體

28、便繼承了原始的位向，形成原始粗大晶粒的恢復。只有加熱到10001100，隨著這些阻礙物的逐漸溶解和奧氏體再結晶的產生，粗大的舊晶粒才能被細小的晶粒所代替。    奧氏體區的冷卻速度和預回火對晶粒遺傳也有一定影響。    2.防止和消除晶粒遺傳的對策    為防止和消除晶粒遺傳可采用如下對策：    1）避免鍛前加熱溫度過高，尤其對含有V、Ti、Nb等元素的高淬透性鋼，更應嚴格控制加熱溫度；    2）避免鍛件上存在小變形或臨界變形的區域

29、，尤其當坯料加熱溫度較高時，應使各部位均有足夠的變形量；    3）大鍛件鍛造后，在奧氏體區應緩慢冷卻或在奧氏體溫度下采用較長的保溫時間；采用中間重結晶退火或長時間高溫回火加退火；    4）鍛后熱處理應盡可能獲得鐵素體一珠光體組織，將原始晶粒內的位向打亂，這是消除晶粒遺傳的最有效的辦法。但是，晶粒遺傳主要出現在高合金鋼中，而高合金鋼的奧氏體極為穩定，例如 26Cr2Ni4MoV鋼等溫轉變成珠光體的孕育期長達7h，生產中難以實現。近來的研究表明，采用降低奧氏體化溫度，以減少奧氏體的合金化程度，從而使奧氏體穩定性降低的辦法，可

30、有效地得到珠光體轉變；    5）采用兩次或多次正火。因為每經過一次正火加熱和冷卻，位向關系就可能遭到一些破壞，經過多次加熱和冷卻，晶體學位向關系就可能基本被破壞，從而消除晶粒遺傳；    6）對奧氏體穩定性高（尤其含有Ti、V、Nb等元素）的合金鋼和截面尺寸大的重要鍛件，可采用高溫正火（退火）或反復高溫正火（退火）的方法。因為在的轉變過程中比容發生變化，晶粒間產生相變內應力，使晶粒變形，產生了畸變能，在高溫奧氏體區發生奧氏體再結晶，由于重新形核和長大，破壞了原來的空間取向，從而可使奧氏體晶粒細化；  &

31、#160; 7）應盡量提高650800區間的加熱速度，切勿在Acl溫度附近保溫或緩慢加熱。大鍛件在600左右保溫后，應以最大速度加熱到奧氏體再結晶溫度，以減小晶粒遺傳。    （四）合金鋼過熱、過燒的鑒別方法    對過熱、過燒的判定，目前最廣泛應用的是低倍（50倍以下）檢查、金相分析和斷口分析等三種方法。這三種方法相互配合，相輔相成地使用。    1.低倍檢查    合金結構鋼過熱之后，在鍛件低倍上表現為低倍粗晶。低倍粗晶的

32、顯示方法如下：一般采用1:1的鹽酸水溶液熱浸蝕。對材料純潔度較差的電弧鋼，采用1020的過硫酸氨水溶液等冷浸蝕劑，效果較好。在過熱鍛件的酸浸低培試片上，按過熱程度不同，用肉眼可觀察到：輕微過熱時有分散零星的閃點狀晶粒；一般過熱時晶粒呈片狀或多邊形；嚴重過熱時則呈雪片狀。目前尚無統一的低倍檢驗標準。    2.金相分析    利用腐蝕劑對磨制好的金相試樣進行電解腐蝕或化學腐蝕，然后在金相顯微鏡下觀察晶界及附近有無過熱、過燒的特征，進而判定鋼材是否過熱與過燒。    在大多數情況

33、下，應用飽合的硝酸銨水溶液對試件進行電解腐蝕，然后在顯微鏡上觀察基體和晶界的顏色。過熱鋼奧氏體晶界呈白色，基體呈黑色。過燒鋼晶界呈黑色，基體呈白色。    也可應用硝酸 10（質量分數）加硫酸10（質量分數）的水溶液或奧勃試劑，對試樣進行化學腐蝕，效果也很好。已過熱的鋼在顯微鏡下可見到黑色斷續或完整的晶界（有人認為黑色晶界是由于沿晶界析出的MnS被腐蝕造成的），而過燒鋼的晶界則呈白色。    還有其它一些金相檢查的方法，詳見鍛件質量分析一書。    3.斷口分析 &

34、#160;  用斷口來檢查材料的過熱、過燒，也是一種既簡便又可靠的方法。通常有兩類斷口，一類叫“萘狀斷口”，另一類叫“石狀斷口”。石狀斷口是經調質處理后進行的檢查。    所謂“萘狀斷口”是典型的穿晶解理斷裂；而所謂“石狀斷口”是典型的沿晶斷裂。萘狀斷口可以顯示晶粒的大小，但不能反映第二相顆粒沿晶界析出的情況，即不能表征材料是否穩定過熱。    采用“石狀斷口”來評定過熱則有以下優點：    1）“石狀斷口”表面上出現的過熱小平面的大小，反映了晶粒的大小；

35、韌窩的大小和數量多少，反映了MnS等夾雜沿原奧氏體晶界的析出情況；    2）在纖維狀斷口上出不出現“過熱小平面”，標志著穩定過熱是否開始；    3）“過熱小平面”的尺寸、形狀、數量及分布情況，反映過熱的嚴重程度。    當斷口由纖維狀完全變為“過熱小平面”（石狀斷口）時，就表示嚴重過熱了，可見在韌性狀態下檢查鋼材是否過熱，是比較合理的。    例如，某廠對18Cr2Ni4WA鋼過熱斷口進行了研究，在950加熱時獲得正常纖維狀斷口，在

36、1150加熱時，在纖維狀斷口基體上出現了少數分散而細小的“過熱小平面”，此時開始輕度過熱。隨著加熱溫度的進一步升高，“過熱小平面”增多增大，在1400時斷口的表面全是由大顆粒灰白色“過熱小平面”組成，此時為嚴重過熱斷口。    （五）過熱對力學性能的影響    對只是晶粒粗大的過熱情況（不穩定過熱），當試樣主要呈穿晶韌窩斷裂時，對力學性能影響不大；當試樣呈穿晶解理斷裂或沿晶脆性斷裂時，晶粒越大，塑性和沖擊韌度下降也越大。從穩定過熱，例如晶粒粗大并同時有夾雜物沿原奧氏體晶界析中的情況，其試樣斷口呈穿晶韌性和沿晶韌窩的混合斷裂或沿晶韌窩斷裂。過熱愈嚴重，“過熱小平面”尺寸在斷口上所占的比例愈大時，塑性指針和沖擊韌度降低