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为中国钛合金模锻开辟新途径 1978年，中国急需打破国外的封锁，自行研制大型钛合金、高温合金模锻件。“预薄、空心，快速模锻”是针对航空发动机压气机盘创立的新工艺。这类盘形件的特点是有中心孔，为了提高变形均匀性和增大变形程度，减小变形抗力，曾苏民制定了采用经冲孔、环锻制成有中心孔的模锻坏料；在模具设计时，采用减小模膛深度，增加毛边桥部高度的方法，即“预薄”，这样的模锻时实现了不增加欠压，又减小了高向尺寸偏差，而且降低了变形抗力。模锻时尽量缩短转移时间，减小温降，可减小变形抗力和获得良好的内部组织。在该项目鉴定时的评价是：“预薄、空心、快速模锻新工艺为中国钛合金模锻开辟了一条新途径，产品达到国际先进水平”。该项目的成功为国家节约外汇550万美元，获得国家科技进步一等奖。
“复合包套模锻”是针对涡喷13、涡喷14和长征4号发动机的高温合金涡轮盘模锻件试制而创立的。曾苏民制定了将高温合金坯料装入作为固体润滑剂的不锈钢板制成的钢套中，并在钢套与坯料之间衬以硅酸铝棉作为保温材料的工艺方案，保证了最佳模锻温度范围，提高了工艺塑性，降低了变形抗力，改善了润滑性能，提高了变形均匀性，解决了模锻裂纹、晶粒粗大和力学性能不合格等质量问题。此后，又将这种工艺成功用于GH132合金烟气轮机大型涡轮盘和美国号称高温合金之王的wasploy合金大型涡轮盘等23种高温合金模锻件的研制，创造经济效益5600万元，获得原中国有色金属工业总公司科技进步一、二等奖和国家科技进步二等奖。 创新铝合金多因素相关强化技术 国内外一直采用按照制品的厚度来确定铝合金固溶保温时间的传统方法。曾苏民经过多年研究，掌握了合金成分、铸锭冶金质量、变形加工方法、产品品种、变形程度、产品对纵横高三向性能的要求、固溶处理前的状态等多因素对固溶保温时间的影响及相互关系，在国际上首次构建成一个定量关系式，创新了铝合金多因素相关强化技术。由于上升到理论，使之具有普遍适用性。
“DF31工程”铝合金大型整体锥形锻环，要求力学性能高于国家标准20%，按常规热处理工艺，固溶保温时间90分钟，达不到要求。按照曾苏民构建的定量关系式确定时间为450分钟，产品力学性能大幅度提高，整体抗破坏负荷提高30%，高向性能提高得更多，塑性指标提高100%。
在三角形锻环的试制中，按照美国MIL-H6088G规程，固溶保温时间为190分钟，而按照曾苏民构建的定量关系式确定为400分钟，处理结果，产品的纵、模、高向力学性能高于国家标准20%～40%，横向和高向性能提高较多，塑性指标比强度指标提高的幅度更大，减少了各向异性。
LD2CS空心大梁型材要求控制粗晶环深度：内表面小于2毫米，外表面小于5毫米。按照MIL-H6088G规程，在空气炉中固溶保温时间为90分钟，处理结果粗晶环超标，内表面为3～5毫米，外表面为5～8毫米，按照曾苏民构建的定量关系式确定时间为60分钟，处理结果粗晶环深度合格：内表面为1～2毫米，外表面为3～5毫米。
曾苏民教授长期顽强拼搏在国家重点工程、新材料研制和生产第一线。他勇于创新，综合运用金属塑性加工及相关学科的基本原理，结合中国现有设备条件创造出一系列具有国际先进水平的新工艺，解决了许多重大工程技术难题。主持研制成功新产品100多种，累积创造经济效益6亿多元，获国家级科技奖15项（其中特等奖2项，一、二等奖6项）。省部级一、二等科技奖10项 。 据中国科学技术信息研究所、国家工程技术数字研究馆信息：曾苏民培养了1名学生获得硕士学位，其基本情况如下：
李春梅 学位类别：硕士 ；授予学位日期 2005年05月28日； 授予学位单位：西南师范大学
学位论文：Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金热处理工艺的研究
请问锻造对金属组织、性能的影响与锻件缺陷有哪些？
低合金钢由来
中国钢产量已突破1亿吨，钢材数量不再是主要矛盾，钢材品种结构不合理的矛盾十分突出。当前行业的主要任务是努力提高产品的市场竞争力，站在可持发展的新起点上，把大力开发低合金钢列入发展战略的重要内容。许多普钢企业在钢材品种结构调整和编制科技发展规划中，已意识到低合金钢生产是提高产品技术含量和附加值的关键，对低合金钢开发中碰到的种种问题心中无数，一些科技管理干部觉得“成也低合金钢，败也低合金钢”，迫切要求对低合金钢有个全面的了解。
按国际标准，把钢区分为非合金钢和合金钢两大类，非合金钢是通常叫做碳素钢的一大钢类，钢中除了铁和碳以外，还含有炉料带入的少量合金元素Mn、Si、Al，杂质元素P、S及气体N、H、O等。合金钢则是为了获得某种物理、化学或力学特性而有意添加了一定量的合金元素Cr、Ni、Mo、V，并对杂质和有害元素加以控制的另一类钢。
原则上讲，合金钢分为低合金钢、中合金钢和高合金钢，顾名思义，以含有合金元素的总量来加以区分，总量低于3%称为低合金钢，5～10%为中合金钢，大于10%为高合金钢。在国内习惯上又将特殊质量的碳素钢和合金钢称为特殊钢，全国31家特钢企业专门生产这类钢，如优质碳素结构钢、合金结构钢、碳素工具钢、合金工具钢、高速工具钢、碳素弹簧钢、合金弹簧钢、轴承钢、不锈钢、耐热钢、电工钢，还包括高温合金、耐蚀合金和精密合金等等。在钢的分类上，近年虽努力向国际通用标准靠拢，但还有许多不同之处。
① 随着特钢向“特”、“精”、“高”发展，向深加工方向延伸，特钢的领域越来越窄。美国特钢协会将特钢定位在工模具钢、不锈钢、电工钢、高温合金和镍合金。日本把结构钢和高强度钢归并在特钢范畴。随着我国普钢企业的技术改造和工艺进步，特钢企业的产品领域也在缩小，1999年普钢厂已生产特钢产品总量的34%。
② 国外的低合金钢，实际上是我们所熟悉的低合金高强度钢，属于特殊钢范畴，在美国叫做高强度低合金钢（HSLA—Steel），俄罗斯及东欧各国称为低合金建筑钢，日本命名为高张力钢。而在国内，首先是把低合金钢划入了普钢范围，概念上的区别导致在产品质量上的差异。在名称上也几经变化，如低合金建筑钢、普通低合金钢、低合金结构钢，至1994年叫做低合金高强度结构钢（GB/T1591—94）。到目前为止，从发表的资料文献来看，低合金钢的名称仍然随着国家、企业和作者而异。
③ 低合金钢与碳素钢、低合金钢与合金钢之间，明确划出的概念是不存在的。在国外，50年代曾给低合金钢下过定义，总的意思是，凡是合金元素总量在3%以下，屈服强度在275Mpa以上，具有良好的可加工性和耐腐蚀性，以型、带、板、管等钢材形状，在热轧状态直接使用的软钢的替代品。当然，在技术发展进程中，低合金钢不论在合金含量、性能水平和交货状态，已经有了很大的变化。
在我国，低合金钢是一个更加笼统的钢类，钢材品种不仅含有低合金焊接高强度钢，还包容了低合金冲压钢、低合金耐腐蚀钢、低合金耐磨损钢、低合金低温钢、甚至还纳入了低、中碳含量的低合金建筑钢和中、高碳含量的低合金铁道轨钢。具有中国特色，但带来的一个问题是缺乏与国外统计数据的可比性。
1.2 早期低合金钢的发展
低合金钢的出现可以追溯到19世纪的1870年，一种碳含量0.64～0.9%和铬含量0.54～0.68%、抗拉强度685Mpa、弹性极限410Mpa钢，第一次被采用于工程结构，建造了跨度158.5m的拱形桥梁。但这种钢不理想也是十分明显的，需要轧后热处理，难以机械加工，耐蚀性又不良。随后的1个多世纪的时间，世界各国不断探索，大体上可以把低合金钢区划为三个不同特征的发展阶段，在20世纪20年代以前，20～60年代及60年代以后。前两个阶段姑且合称为传统的低合金钢发展阶段，后一阶段可以称为现代低合金钢发展阶段（后面我们称它为微合金钢Microalloyed Steel）。
前一时期低合金钢的重大发展有三个标志：
① 由单一元素合金化向多元素合金化发展
1895年曾采用0.40～0.56%C和3.5%Ni的钢建造了俄国的“鹰”级驱逐舰，该钢的加工性比初期的铬钢要好得多，屈服强度在355Mpa。20世纪初还用8000多吨含镍的钢建造了跨度为448m的桥梁，美中不足的是这种钢的合金资源有限，成本又高。此后开发了1.25%Si的低合金钢，建造了横渡大西洋的船舶和跨度110m的桥梁，俄国利用铁铜混生矿源，曾开发了0.7～1.1%Cu的低合金钢用于造船、建桥，这种钢导电性好，抗腐蚀性优良。
长达30多年的生产和应用经验的积累，发现多元合金化的低合金钢综合性能更佳，经济上更划算，开发了二元合金化的Ni-Cr、Cr-Mn、Mn-V低合金钢，和三元复合合金化的Cr-Mn-V、Cr-Mn-Si、Mn-Cu-P等低合金钢。用途上也扩大到了锅炉、容器、建筑和铁塔等方面。20世纪20年代全世界的低合金钢产量达到200万吨。
② 赋予低合金钢的第一特征：低碳、可焊接
在工程结构广泛采用焊接技术之后，给低合金钢发展带来深远的影响。为减小焊接热影响区硬化和开裂、焊接接头延性恶化，把低合金钢的碳含量由0.6%降到0.4%，随后又降至0.2%，至60年代末再降至0.18%，提出了焊接碳当量的可焊性判据。为了获得高强度钢不断增高的强度需求，出现了两条发展途径，一个是提高合金含量，另一个是热处理手段，各有利弊，至今屈服强度高于600Mpa的钢仍采用热处理，E级和F级船板仍规定正火状态使用，再如铁路钢轨仍有合金化轨和全长淬火轨的两种生产方式。
③ 注意到钢的冷脆倾向性和时效敏感性
二次世界大战期间大量“自由”轮在运行中断裂及许多锅炉、容器的失效，注意到了钢冷脆倾向与钢的粗晶结构和有害元素P、S的含量有关，而钢的时效倾向是由钢中N所致，从而采取了降硫、铝细晶化和控制终轧温度等优化工艺。为了钢结构的安全使用和寿命，同时还开发了低温夏氏V型缺口冲击、温度梯度双重拉伸、零塑性转折落锤及BDWTT落锤撕裂等试验方法及制订了相应的断裂韧性判据。
20～60年代间，工业发达国家的低合金钢开发带来了经济的繁荣和现代化。据不完全统计，全世界成熟的低合金钢钢种牌号有2000余个，形成了5大合金成分系列：
(1) 以德国St52钢为代表的C-Mn钢系列，日本的SM400、我国的16Mn属于这类钢。
(2) 以美国Vanity钢为代表的Mn-V-（Ti）钢系列，构成了现代微合金化的先驱。
(3) 美国的含P-Cu钢系列，代表钢种有Corten和Mariner钢，具有良好的耐大气和海水腐蚀性。
(4) Ni-Cr-Mo-V钢系列，如美国开发的淬火回火状态T-1钢板成功用于压力容器的建造。
1.3 我国低合金钢的发展
50年代原冶金工业部钢铁研究院刘嘉禾为首的一批冶金学专家率先研制成功了16Mn钢和15MnTi钢，开创了中国低合金钢领域，在此基础上制定了命名为低合金高强度钢的第一个标准(YB13—58)，列入12个钢种牌号。1963年易名为低合金结构钢(YB13—63)，纳入的钢种牌号除Mn系列外，包括了结合我国富产资源所开发的V、Ti、Nb及稀土的低合金钢，并由此派生出了桥梁、造船、容器、汽车大梁、矿用等专用钢标准。其后修改的YB13—69，改为普通低合金钢（简称普低钢），强调“普通”的意思在说明生产低合金钢就像生产普通碳素钢一样，不需要特别的生产手段，简便容易，即可取得1吨顶1.3～1.5吨的经济效益，此后长达20年难以消除它的负面影响，至今全国行业钢材品种结构调整时，还往往注意到低合金钢高附加值的一面，而忽视了低合金钢的高技术含量一面。1988年升级为国标时（GB—1591—88），回归到了低合金结构钢的名称，1994年颁布的现行标准更名为低合金高强度结构钢，（GB／T1591—94），包括了屈服强度295—460Mpa 5个强度等级和A～E 5个质量等级，新标准的积极意义在于努力向国际规范靠拢。由于我国低合金钢基础研究日趋深入和生产规模日益扩大，在北京已连续召开了4届（1985、1990、1995及2000年）国际低合金高强度钢会议，无疑这是对中国低合金钢领域科技进步的肯定。
我国低合金钢发展历程可以划分为4个阶段：
1957～1969年
是低合金钢开发的初创阶段，第一个低合金钢16Mn钢与普碳钢相比，具有高强度、高韧性、抗冲击、耐腐蚀等特性，它的开发适应了各行业产品大型化、轻型化的趋势，采用16Mn钢所建造的的“东风”万吨轮，显示了节省钢材、节约能源和延长产品寿命的优越性。
1966年召开了全国规模的第一次低合金钢推广应用会议，在计划经济条件下宏观指导低合金钢的发展。当年低合金钢产量为141万吨，据不完全统计，研制钢号达345个，其中有54个钢号纳入了11个有关标准中。
1970～1974年
全力进行了钢种整顿工作，及时总结了开发中有益的经验，收集了大量的试验研究数据，合并和淘汰了一批无法组织批量生产或性能达不到预定指标的钢号，化费四年时间的钢种整顿工作是十分有益的，减少了开发盲目性和无序状态，完善了富有中国特色的低合金钢体系。
1975～1983年
我国低合金钢开发生产和应用等各方面存在的问题很多，积重难返，显示出了与客观需求的不适应，合金资源优势未能转化为产品优势，产品质量明显低于国外同类同级产品的实物水平，16Mn、20MnSi、U71Mn 3个钢号占低合金钢总产量90%以上。
1984～2000年
这是一个中国低合金钢的转型期，从“六五”至“九五”期间，基本上实现了4个转变。
(1) 按国外先进标准生产低合金钢
(2) 引进国外发展成熟的低合金钢钢号
(3) 按国外低合金钢基础研究成果，改造我国原有的传统观念设计的低合金钢钢号
(4) 跟上新型低合金高强度钢(微合金钢)的发展趋势。
我国低合金钢发展面貌有了极大的变化，大大缩小了与国外低合钢先进水平的差距。
1.4 现代低合金钢的重大进展
自20世纪70年代以来，世界范围内低合金高强度钢的发展进入了一个全新时期，以控制轧制技术和微合金化的冶金学为基础，形成了现代低合金高强度钢即微合金化钢的新概念。进入80年代，一个涉及广泛工业领域和专用材料门类的品种开发，借助于冶金工艺技术方面的成就达到了顶峰。在钢的化学成分—工艺—组织—性能的四位一体的关系中，第一次突出了钢的组织和微观精细结构的主导地位，也表明低合金钢的基础研究已趋于成熟，以前所未有的新的概念进行合金设计。
低合金钢的现代进展有哪些呢？主要表现有：
(1) 微合金化钢基础研究的新成就。
首先，对微合金化元素，尤其是Nb、V、Ti、及Al的溶解一析出行为的研究取得显著的成果，这些元素的碳化物和氮化物的形成及其数量、尺寸、分布取决于冷却过程的形变温度和形变量，而加热过程中碳、氮化物的存在及其特性表现在回火的二次硬化、正火的晶粒重结晶细化、焊接热循环作用下晶粒尺寸的控制3个主要方面。
其二、重视含Nb微合金化钢、Nb-V和Nb-Ti复合微合金钢的开发，据统计几乎占有近20年来新开发微合金化钢全部牌号的75%和微合金化钢总产量的60%。近几年注意到了微量Ti（≤0.015%）十分有益的作用，Ti的微处理不仅改变钢中硫化物的形态，而且TiO2或Ti2O3成为奥氏体晶内铁素体晶粒生核的质点，Nb-Ti复合微合金化构成超深冲汽车板IF钢的冶金基础，还显著改善了Nb钢连铸的裂纹敏感性。
其三，对低碳钢强化的Hall-Petch关系式进行了系统总结，对加速冷却原理作了更深入的研究。人们十分有兴趣采用分阶段加速冷却工艺的应用，前期加速冷却用于抑制铁素体转变，后期加速冷却目的在于控制中、低温产物的晶粒尺寸和精细结构的组成，从而达到在较宽范围内调整钢的强度和强度／韧性匹配。
350MPa级高强度钢：微合金化+热机械处理，机制为晶粒细化+析出强度。
500MPa级高强度钢：铁素铁+贝氏体、马氏体，强化机制为晶粒细化、并晶界强化和位错强化。
700MPa级高强度钢：淬火回火组织，机制为相变强化+析出强化。
(2) 工艺技术的进步
顶底复吹转炉冶炼，钢的碳含量可控制在0.02～0.03%，精炼的应用可生产出碳含量在0.002～0.003%，杂质含量达到＜0.001%S、＜0.003%P、＜0.003%N，2～3ppm〔0〕和＜1ppm〔H〕的洁净钢。
连铸的成功经验是低的过热度、缓流浇注和适宜的二次冷却，采用低频率、高质量的电磁搅拌，可以得到均匀的等轴的凝固区。
在再结晶控轧的基础上，应变诱导相变和析出的非再结晶控轧，以及（g+a）两相区形变，已成为目前控轧厚钢板生产主要方向。薄板坯连铸连轧流程和薄带连铸工艺的实用化，使低合金钢生产进入了又一个新境界。
(3) 低合金钢合金设计新观点
首先是钢的低碳化和超低碳趋势，例如60年代X60级管线钢碳含量为0.19%，70年代为0.10%，80年即使 X70和X80级管线钢碳含量降至0.03%以下。
根据微合金化元素在钢中的基本作用和次生作用，提出了“奥氏体调节”的概念，有意识地控制加入微合金化元素，使钢适于一定的热机械处理工艺，以发展新的性能更好的钢种。
传统控制轧制的合金设计：微合金化的重要目的是提高再结晶停止温度，利用非再结晶区的形变诱导相变和析出，Nb是最理想的微合金化元素。
再结晶控制轧制的合金设计：它的目的是尽量降低再结晶停止温度，并形成阻碍晶粒粗化的系统。其中一种办法是以TiN为晶粒粗化阻止剂，以V（CN）作为铁素体强化。另一种方案是Nb-Mo的微合金化，具有较宽阔的可以加工的窗口。这种工艺特别适合于不能进行低温轧制的低功率的老旧轧机生产。
锻件的缺陷包括表面缺陷和内部缺陷。有的锻件缺陷会影响后续工序的加工质量，有的则严重影响锻件的性能，降低所制成品件的使用寿命，甚至危及安全。因此，为提高锻件质量，避免锻件缺陷的产生，应采取相应的工艺对策，同时还应加强生产全过程的质量控制。本章概要介绍三方面的问题：锻造对金属组织、性能的影响与锻件缺陷；锻件质量检验的内容和方法；锻件质量分析的一般过程。
（一）锻造对金属组织和性能的影响锻造生产中，除了必须保证锻件所要求的形状和尺寸外，还必须满足零件在使用过程中所提出的性能要求，其中主要包括：强度指针、塑性指针、冲击韧度、疲劳强度、断裂韧度和抗应力腐蚀性能等，对高温工作的零件，还有高温瞬时拉伸性能、持久性能、抗蠕变性能和热疲劳性能等。锻造用的原材料是铸锭、轧材、挤材和锻坯。而轧材、挤材和锻坯分别是铸锭经轧制、挤压及锻造加工后形成的半成品。锻造生产中，采用合理的工艺和工艺参数，可以通过下列几方面来改善原材料的组织和性能：1）打碎柱状晶，改善宏观偏析，把铸态组织变为锻态组织，并在合适的温度和应力条件下，焊合内部孔隙，提高材料的致密度；2）铸锭经过锻造形成纤维组织，进一步通过轧制、挤压、模锻，使锻件得到合理的纤维方向分布；3）控制晶粒的大小和均匀度；4）改善第二相（例如：莱氏体钢中的合金碳化物）的分布；5）使组织得到形变强化或形变相变强化等。由于上述组织的改善，使锻件的塑性、冲击韧度、疲劳强度及持久性能等也随之得到了提高，然后通过零件的最后热处理就能得到零件所要求的硬度、强度和塑性等良好的综合性能。但是，如果原材料的质量不良或所采用的锻造工艺不合理，则可能产生锻件缺陷，包括表面缺陷、内部缺陷或性能不合格等。
（二）原材料对锻件质量的影响原材料的良好质量是保证锻件质量的先决条件，如原材料存在缺陷，将影响锻件的成形过程及锻件的最终质量。如原材料的化学元素超出规定的范围或杂质元素含量过高，对锻件的成形和质量都会带来较大的影响，例如：S、B、Cu、Sn等元素易形成低熔点相，使锻件易出现热脆。为了获得本质细晶粒钢，钢中残余铝含量需控制在一定范围内，例如Al酸0．02％～0．04％（质量分数）。含量过少，起不到控制晶粒长大的作用，常易使锻件的本质晶粒度不合格；含铝量过多，压力加工时在形成纤维组织的条件下易形成木纹状断口、撕痕状断口等。又如，在1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢中，Ti、Si、Al、Mo的含量越多，则铁素体相越多，锻造时愈易形成带状裂纹，并使零件带有磁性。如原材料内存在缩管残余、皮下起泡、严重碳化物偏析、粗大的非金属夹杂物（夹渣）等缺陷，锻造时易使锻件产生裂纹。原材料内的树枝状晶、严重疏松、非金属夹杂物、白点、氧化膜、偏析带及异金属混人等缺陷，易引起锻件性能下降。原材料的表面裂纹、折叠、结疤、粗晶环等易造成锻件的表面裂纹。
（三）锻造工艺过程对锻件质量的影响锻造工艺过程一般由以下工序组成，即下料、加热、成形、锻后冷却、酸洗及锻后热处理。锻造过程中如果工艺不当将可能产生一系列的锻件缺陷。加热工艺包括装炉温度、加热温度、加热速度、保温时间、炉气成分等。如果加热不当，例如加热温度过高和加热时间过长，将会引起脱碳、过热、过烧等缺陷。对于断面尺寸大及导热性差、塑性低的坯料，若加热速度太快，保温时间太短，往往使温度分布不均匀，引起热应力，并使坯料发生开裂。锻造成形工艺包括变形方式、变形程度、变形温度、变形速度、应力状态、工模具的情兄和润滑条件等，如果成形工艺不当，将可能引起粗大晶粒、晶粒不均、各种裂纹、折叠。寒流、涡流、铸态组织残留等。锻后冷却过程中，如果工艺不当可能引起冷却裂纹、白点、网状碳化物等。
（四）锻件组织对最终热处理后的组织和性能的影响奥氏体和铁素体耐热不锈钢、高温合金、铝合金、镁合金等在加热和冷却过程中，没有同素异构转变的材料，以及一些铜合金和钛合金等，在锻造过程中产生的组织缺陷用热处理的办法不能改善。在加热和冷却过程中有同素异构转变的材料，如结构钢和马氏体不锈钢等，由于锻造工艺不当引起的某些组织缺陷或原材料遗留的某些缺陷，对热处理后的锻件质量有很大影响。现举例说明如下：
1）有些锻件的组织缺陷，在锻后热处理时可以得到改善，锻件最终热处理后仍可获得满意的组织和性能。例如，在一般过热的结构钢锻件中的粗晶和魏氏组织，过共析钢和轴承钢由于冷却不当引起的轻微的网状碳化物等。
2）有些锻件的组织缺陷，用正常的热处理较难消除，需用高温正火、反复正火、低温分解、高温扩散退火等措施才能得到改善。例如，低倍粗晶、9Cr18不锈钢的孪晶碳化物等。
3）有些锻件的组织缺陷，用一般热处理工艺不能消除，结果使最终热处理后的锻件性能下降，甚至不合格。例如，严重的石状断口和棱面断口、过烧、不锈钢中的铁素体带、莱氏体高合金工具钢中的碳化物网和带等。
4）有些锻件的组织缺陷，在最终热处理时将会进一步发展，甚至引起开裂。例如，合金结构钢锻件中的粗晶组织，如果锻后热处理时未得到改善，在碳、氮共渗和淬火后常引起马氏体针粗大和性能不合格；高速钢中的粗大带状碳化物，淬火时常引起开裂。锻造过程中常见的缺陷及其产生原因在第二章中将具体介绍。应当指出，各种成形方法中的常见缺陷和各类材料锻件的主要缺陷都是有其规律的。不同成形方法，由于其受力情况不同，应力应变特点不一样，因而可能产生的主要缺陷也是不一样的。例如，坯料镦粗时的主要缺陷是侧表面产生纵向或45?方向的裂纹，锭料镦粗后上、下端常残留铸态组织等；矩形截面坯料拔长时的主要缺陷是表面的横向裂纹和角裂，内部的对角线裂纹和横向裂纹；开式模锻时的主要缺陷则是充不满、折叠和错移等。各主要成形工序中常见的缺陷将在第四章中详细介绍。不同种类的材料，由于其成分、组织不同，在加热、锻造和冷却过程中，其组织变化和力学行为也不同，因而锻造工艺不当时，可能产生的缺陷也有其特殊性。例如，莱氏体高合金工具钢锻件的缺陷主要是碳化物颗粒粗大、分布不均匀和裂纹，高温合金锻件的缺陷主要是粗晶和裂纹；奥氏体不锈钢锻件的缺陷主要是晶间贫铬，抗晶间腐蚀能力下降，铁素体带状组织和裂纹等；铝合金锻件的缺陷主要是粗晶、折叠、涡流、穿流等。
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